JP2010280973A - 熱間加工性及び被削性に優れた機械構造用鋼 - Google Patents

熱間加工性及び被削性に優れた機械構造用鋼 Download PDF

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Abstract

【課題】機械構造用鋼としての強度特性を満足しつつ、ハイス工具での断続切削および超硬工具での連続切削の両方で優れた被削性（特に、工具寿命）を発揮する機械構造用鋼を得る。
【解決手段】Ｃ：０．０５〜０．９％、Ｓｉ：０．０３〜２％、Ｍｎ：０．２〜１．８％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ａｌ：０．１〜０．５％、Ｎ：０．００２〜０．０１７％、Ｏ：０．００３％以下を含有すると共に、Ｔｉおよび／またはＢを含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、下記（１）〜（３）式をすべて満足する機械構造用鋼。（１）式：［Ｎ］−０．３×［Ｔｉ］−１．４×［Ｂ］＜（０．０００４／［Ａｌ］）−０．００２、（２）式：［Ｔｉ］−［Ｎ］／０．３＜０．００５、（３）式：［Ｔｉ］−［Ｎ］／０．３＜０のとき、［Ｂ］−（［Ｎ］−０．３×［Ｔｉ］）／１．４＜０．００３であり、［Ｔｉ］−［Ｎ］／０．３≧０のとき、［Ｂ］＜０．００３である。
【選択図】 なし

Description

本発明は、切削加工が施される機械部品を製造するための機械構造用鋼に関するものであり、特に、ホブ加工のような低速の断続切削で優れた被削性を有し、熱間加工性にも優れた機械構造用鋼に関するものである。
自動車用変速機や差動装置をはじめとする各種歯車伝達装置へ利用される歯車、シャフト、プーリや等速ジョイント等、さらにはクランクシャフト、コンロッド等の機械構造用部品は、鍛造等の加工を施した後、切削加工を施すことによって最終形状に仕上げられるのが一般的である。この切削加工に要するコストは製作費に占める割合が大きいことから、上記機械構造部品を構成する鋼材は被削性が良好であることが要求される。そのため、従来から被削性を改善するための技術が開示されている。
たとえば、Ｐｂを添加することや、Ｓを添加してＭｎＳを生成させることが代表的であるが、Ｐｂは人体に有害であるため使用が規制されてきており、Ｓは硫化物に起因する機械的特性の劣化が問題となる部品では使用に限界がある。また、特に歯車などの切削加工においては、ホブによる歯切りが行われるのが一般的であるが、この場合の切削は、所謂旋削などの連続切削とは異なり、断続切削とよばれる様式であり、ホブ切りにおいて被削性を改善する鋼材はほとんど実用化されていないのが現状である。ホブとして用いられる工具素材はハイスでＴｉＡｌＮなどのコーティングを施してあるのが一般的である。この場合、比較的低速での加工で切削と空転を繰り返して工具表面が酸化されながら磨耗することが知られている。
断続切削性を改善する方法として、特許文献１において、Ａｌ：０．０４〜０．２０％、Ｏ：０．００３０％以下を含有させることによって、高速（切削速度：２００ｍ／ｍｉｎ以上）での断続切削（工具寿命）に優れた鋼材が記載されている。
特許文献２には、Ｃ：０．０５〜１．２％、Ｓｉ：０．０３〜２％、Ｍｎ：０．２〜１．８％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｃｒ：０．１〜３％、Ａｌ：０．０６〜０．５％、Ｎ：０．００４〜０．０２５％、Ｏ：０．００３％以下を夫々含有すると共に、Ｃａ：０．０００５〜０．０２％およびＭｇ：０．０００１〜０．００５％を含有し、鋼中の固溶Ｎ：０．００２％以上であり、残部が鉄および不可避的不純物からなり、且つ、（０．１×［Ｃｒ］＋［Ａｌ］）／［Ｏ］≧１５０を満足する機械構造用鋼が記載されている。
また、特許文献３には、Ｃ：０．１〜０．８５％、Ｓｉ：０．０１〜１．０％、Ｍｎ：０．０５〜２．０％、Ｐ：０．００５〜０．２％、全Ａｌ：０．１％を超え０．３％以下、全Ｎ：０．００３５〜０．０２０％を含有すると共に、固溶Ｎ：０．００２０％以下に制限した機械構造用鋼が記載されている。
特開２００１−３４２５３９号公報 特許第４１９３９９８号公報 特開２００８−１３７８８号公報
しかしながら、上記特許文献１に記載された鋼材では、低速（例えば切削速度１５０ｍ／ｍｉｎ程度）での断続切削については対象としていない。また、Ａｌの含有量が増えると熱間での延性が低下し、熱間圧延や熱間鍛造等の熱間加工において割れが発生しやすくなるなどの問題が生じてくる。
また、特許文献２では、ＭｇおよびＣａを添加することを前提としており、ＭｇやＣａの酸化物が軟質化することで断続切削における被削性を改善しようとしている。しかし、ＭｇやＣａは硫化物も生成しやすいため、これら硫化物が鋳造時にノズル内部に付着してノズル閉塞の原因となる問題がある。また、鋼中の固溶Ｎ量を０．００２％以上確保することにより被削性が改善するとされている。しかし、固溶Ｎ量が多くなると、機械構造用鋼の熱間加工性を低下させてしまう。
また特許文献３では、主にＡｌＮを析出させることにより固溶Ｎ量を制限し、工具摩耗を改善することが記載されている。しかし、鋼材製造時の連続鋳造や熱間鍛造などでは概ね１１００℃以上に加熱するとＡｌＮは溶体化され、その後の熱間加工での延性が低下する問題がある。
本発明は前記のような事情に着目してなされたものであって、その目的は、機械的特性の低下を伴うＳ添加量の増加により被削性の向上を図るのではなく、また、ＣａおよびＭｇの添加によるものでもなく、熱間加工性等の製造性を確保しつつ、ハイス工具における低速での断続切削（例えばホブ加工）において優れた被削性（特に工具寿命）を発揮することのできる機械構造用鋼を提供することにある。
上記目的を達成することのできた本発明の機械構造用鋼とは、
Ｃ：０．０５〜０．９％（質量％の意味、以下同じ）、Ｓｉ：０．０３〜２％、Ｍｎ：０．２〜１．８％、Ｐ：０．０３％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０３％以下（０％を含まない）、Ａｌ：０．１〜０．５％、Ｎ：０．００２〜０．０１７％、Ｏ：０．００３％以下を含有すると共に、Ｔｉおよび／またはＢを含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、下記（１）〜（３）式をすべて満足するものである。
（１）式：［Ｎ］−０．３×［Ｔｉ］−１．４×［Ｂ］＜（０．０００４／［Ａｌ］）−０．００２
（２）式：［Ｔｉ］−［Ｎ］／０．３＜０．００５
（３）式：［Ｔｉ］−［Ｎ］／０．３＜０のとき、
［Ｂ］−（［Ｎ］−０．３×［Ｔｉ］）／１．４＜０．００３であり、
［Ｔｉ］−［Ｎ］／０．３≧０のとき、
［Ｂ］＜０．００３である。
但し、上記（１）〜（３）式において［Ｎ］，［Ｔｉ］，［Ｂ］，［Ａｌ］は、それぞれ、機械構造用鋼中のＮ，Ｔｉ，Ｂ，Ａｌの含有量（質量％）を示す。
上記機械構造用鋼において、Ｔｉの含有量を０．０５％以下（０％を含まない）とし、或いは、Ｂの含有量を０．００８％以下（０％を含まない）とすることが好ましい。また必要に応じ、Ｃｒ：３％以下（０％を含まない）、或いはＭｏ：１．０％以下（０％を含まない）、或いはＮｂ：０．１５％以下（０％を含まない）、或いはＺｒ：０．０２％以下（０％を含まない）とＨｆ：０．０２％以下（０％を含まない）とＴａ：０．０２％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上、或いはＶ：０．５％以下（０％を含まない）とＣｕ：３％以下（０％を含まない）とＮｉ：３％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上、をさらに含有させてもよい。
本発明によれば、機械構造用鋼の化学成分を適切に調整すると共に、Ｎ，Ｔｉ，Ｂ，Ａｌの４元素を特定の関係を満たすようにバランスさせることによって、機械構造用鋼としての強度特性を満足しつつ、ハイス工具での断続切削および超硬工具での連続切削の両方で優れた被削性（特に、工具寿命）を発揮する機械構造用鋼を得ることができた。
本発明の実施例において使用した引張試験片の形状を示す図である。
本発明者らは、低速での断続切削における被削性を向上させるべく、様々な角度から検討した。その結果、機械構造用鋼の化学成分を適切に調整しつつ、Ｎ，Ｔｉ，Ｂ，Ａｌの４元素を特定の関係を満たすようにバランスさせることによって、鋼の被削性（特に工具寿命）を向上できることを見出し、本発明を完成した。本発明の機械構造用鋼において規定する化学成分組成の範囲限定理由は次の通りである。
［Ｃ：０．０５〜０．９％］
Ｃは、機械構造部品として必要な強度を確保するために必須の元素であるため、０．０５％以上とする必要がある。しかしながら、Ｃ含有量が過剰になると、硬さが上昇しすぎて、被削性や靭性が低下するので、０．９％以下とする必要がある。尚、Ｃ含有量の好ましい下限は０．１０％（より好ましくは０．１５％）であり、好ましい上限は０．７％（より好ましくは０．５％）である。
［Ｓｉ：０．０３〜２％］
Ｓｉは、脱酸元素として鋼材の内部品質を向上させるのに有効な元素であり、こうした効果を有効に発揮させるためには、Ｓｉ含有量は０．０３％以上とする必要があり、好ましくは０．０７％以上（さらに好ましくは０．１％以上）とすることが望ましい。また、Ｓｉ含有量が過剰になると、浸炭時の異常組織が生成したり、熱間および冷間加工性を損ねるため、２％以下とする必要があり、好ましくは１．７％以下（さらに好ましくは１．５％以下）とするのが良い。
［Ｍｎ：０．２〜１．８％］
Ｍｎは、焼入れ性を向上させて鋼材の強度向上のために有効な元素である。こうした効果を有効に発揮させるためには、０．２％以上（好ましくは０．４％以上、さらに好ましくは０．５％以上）含有させる。しかしながら、Ｍｎ含有量が過剰になると、焼入れ性が増大し過ぎて、焼きならし後でも過冷組織が生成して被削性を低下させるので、１．８％以下（好ましくは１．６％以下、さらに好ましくは１．５％以下）とする。
［Ｐ：０．０３％以下（０％を含まない）］
Ｐは、鋼材中に不可避的に含まれる元素（不純物）であり、熱間加工時の割れを助長するので、できるだけ低減することが好ましい。そのためＰ量を、０．０３％以下（より好ましくは０．０２％以下、さらに好ましくは０．０１５％以下）と定めた。Ｐは、その量を０％とすることは工業的に困難である。
［Ｓ：０．０３％以下（０％を含まない）］
Ｓは、被削性を向上させる元素であるが、過剰に含有させると鋼材の延性・靭性を低下させる。そのため、Ｓ量の上限を０．０３％（より好ましくは０．０２％、さらに好ましくは０．０１５％）とした。特に、Ｓ含有量が過剰になると、Ｍｎと反応してＭｎＳ介在物を形成する量が増大し、この介在物が圧延時に圧延方向に伸展して、圧延直角方向の靭性（横目の靭性）を劣化させる。但し、Ｓは、鋼に不可避的に含まれる不純物であり、その量を０％とすることは工業的に困難である。
［Ｏ：０．００３％以下（０％を含まない）］
Ｏ含有量が過剰になると、粗大な酸化物系介在物が生成して、被削性や延性・靭性、鋼の熱間加工性および延性に悪影響を及ぼす。そこでＯ含有量の上限を、０．００３％（好ましくは０．００２％、より好ましくは０．００１５％）と定めた。
［Ａｌ：０．１〜０．５％］
Ａｌは、断続切削性を向上させるために従来の肌焼き鋼に比べて多めに必要であり、特に固溶状態で０．０５％以上存在することが必要である。また、Ａｌの一部はＮと結合して浸炭処理時の異常粒成長を抑制するほか、脱酸剤としての役割をもつため、トータルＡｌとして０．１％以上（好ましくは０．１５％以上、さらに好ましくは０．２％以上）必要である。一方、Ａｌが多すぎると高温でＮと結合してＡｌＮが生成しやすくなって熱間加工性を低下させるため、上限を０．５％（好ましくは０．４５％、より好ましくは０．４％）とする。
［Ｎ：０．００２〜０．０１７％］
Ｎは、Ａｌと結合して粒成長を抑制し、強度向上の効果を発揮する。このような効果を有効に発揮させるためには、Ｎ：０．００２％以上（好ましくは０．００３％以上、さらに好ましくは０．００４％以上、一層好ましくは０．００５％以上）含有させる。一方、Ｎ量が多すぎると高温でＡｌＮを生成して熱間加工性を低下させるため、０．０１７％以下（好ましくは０．０１５％以下、より好ましくは０．０１３％以下、一層好ましくは０．０１１％以下）とした。
［Ｔｉおよび／またはＢ］
Ｔｉを添加した場合はＴｉＮを生成して粒成長抑制に寄与する。また、添加したＴｉの多くがＮと結合することでＮの固溶量を抑制して鋼材の熱間加工性を改善する。Ｔｉの窒素化物は高温で安定であるため、１２００℃以上の加熱状態においても再固溶することは少なく、効果的に熱間加工性を改善することができる。さらに、一部は酸化物系介在物の中に入ることによって介在物の融点を低下させ、被削性改善に寄与するため、本発明において重要な役割を果たす。
Ｂを添加した場合にはＢＮを生成して熱間加工性と被削性の改善に寄与する。より詳しくは、ＢはＮと結合してＢＮを生成する。ＢＮはＴｉＮに比べて高温で再固溶しやすいが、冷却過程で再度ＢＮとなりＡｌＮの生成を抑制することにより、熱間加工性を改善する。そのほか、Ｂは被削性改善効果も有するために添加しており、本発明の重要なポイントである。
以上のように、Ｔｉ，Ｂのいずれも、Ｎと結合することによりＮの固溶量が抑制され、高温でのＡｌＮが抑制されるために鋼材の熱間加工性を改善できるという作用を有するものであり、本発明では、連続切削性の改善のために従来使用していたＣａに代わり、断続切削性を向上するためにＴｉ，Ｂのうち、少なくとも一方を含有させる。
本発明で使用される機械構造用鋼の基本成分は上記の通りであり、残部は実質的に鉄であるが、該機械構造用鋼中には不可避的不純物の含有が許容されることは勿論のこと、本発明の作用に悪影響を与えない範囲でさらに他の元素を積極的に含有させた機械構造用鋼を使用することも可能である。
なお、上記のＴｉ，Ｂの含有量については、下記の範囲とすることがさらに望ましい。
［Ｔｉ：０．０５％以下（０％を含まない）］
上記したＴｉの効果を有効に発揮させるためには、Ｔｉ量を０．００１％以上（好ましくは０．００５％以上、さらに好ましくは０．００９％以上、一層好ましくは０．００１２％以上）とすることが望ましい。一方、Ｔｉを過剰に添加すると、粗大なＴｉＮが機械構造用鋼の被削性を低下させる。したがって、Ｔｉ量を０．０５％以下（好ましくは０．０４％以下、さらに好ましくは０．０３％以下、一層好ましくは０．０２％以下）とすることが望ましい。その他、Ｎ添加量に対してある一定以上に添加すると、ＴｉＮとならずに余った固溶Ｔｉが機械構造用鋼の冷却過程で微細なＴｉＣを多量に析出するため被削性や靭性が低下するが、これを回避するための条件については後述する。
［Ｂ：０．００８％以下（０％を含まない）］
上記したＢの効果を有効に発揮させるためには、Ｂ量を０．０００５％以上（好ましくは０．０００６％以上、さらに好ましくは０．０００７％以上、一層好ましくは０．０００８％以上）とすることが望ましい。一方、Ｂを過剰に添加すると、必要以上に焼入れ性が高くなって機械構造用鋼の硬さが高くなり被削性が低下する。したがって、Ｂ量を０．００８％以下（好ましくは０．００７５％以下、さらに好ましくは０．００７％以下、一層好ましくは０．００６５％以下）とすることが望ましい。
本発明では、機械構造用鋼の化学成分を上記規定範囲に調整することに加えて、機械構造用鋼中のＮ，Ｔｉ，Ｂ，Ａｌの４元素の含有量を下記（１）〜（３）式の関係を満たすように調整することが重要なポイントである。
（１）式：［Ｎ］−０．３×［Ｔｉ］−１．４×［Ｂ］＜（０．０００４／［Ａｌ］）−０．００２
（２）式：［Ｔｉ］−［Ｎ］／０．３＜０．００５
（３）式：［Ｔｉ］−［Ｎ］／０．３＜０のとき、
［Ｂ］−（［Ｎ］−０．３×［Ｔｉ］）／１．４＜０．００３であり、
［Ｔｉ］−［Ｎ］／０．３≧０のとき、
［Ｂ］＜０．００３である。
但し、上記（１）〜（３）式において［Ｎ］，［Ｔｉ］，［Ｂ］，［Ａｌ］は、それぞれ、機械構造用鋼中のＮ，Ｔｉ，Ｂ，Ａｌの含有量（質量％）を示す。
（１）〜（３）式の内容を説明する。まず（１）式は、固溶Ｎ量の抑制に関するものである。固溶Ｎは機械構造用鋼の冷却過程でＡｌとの結合によりＡｌＮを形成し、機械構造用鋼の熱間加工性を低下させてしまうため、固溶Ｎ量を抑制しようとするものである。より詳しくは、Ｎは、ＡｌよりもＴｉ，Ｂと優先的に結合するため、Ｔｉ，Ｂを適量添加することによりＴｉ，Ｂのほぼ全量が窒化物を形成する。このような前提のもと、（１）式の左辺は、全Ｎ素量から特定係数の掛かった全Ｔｉ量及び全Ｂ量を引くことにより機械構造用鋼の固溶Ｎ量に相当するものである。また、右辺は、Ａｌ量によって決まる固溶Ｎの許容量を表すものである。
次に（２）式は、固溶Ｔｉ量の抑制に関するものである。ＴｉはＮの添加によりＴｉＮを形成するが、Ｎ添加量に対してある一定以上に添加すると、過剰となったＴｉ（固溶Ｔｉ）が機械構造用鋼の冷却過程で微細なＴｉＣを多量に析出することになり、被削性や靭性を低下させてしまうため、固溶Ｔｉ量を０．００５％未満（好ましくは０．００２％未満）に抑制するための条件である。
最後に（３）式は、固溶Ｂ量の抑制に関するものである。ＢはＮの添加によりＢＮを形成し、必要以上に焼入れ性が高くなって機械構造用鋼が硬くなり、被削性を低下させてしまうため、固溶Ｂ量を０．００３％未満に抑制するための条件である。ここで、機械構造用鋼中のＴｉ量が少ないためＴｉと結合しきれないＮが存在する場合（［Ｔｉ］−［Ｎ］／０．３＜０のとき：以下、表を含む明細書中で「条件Ａ」と記載する）は、残存する固溶Ｎは機械構造用鋼の冷却過程でＢと結合するため、固溶Ｂ量を制限する式は（３）式の上側の式（［Ｂ］−（［Ｎ］−０．３×［Ｔｉ］）／１．４＜０．００３）で表される。一方、Ｔｉを十分添加することにより固溶Ｎが残存しない場合（［Ｔｉ］−［Ｎ］／０．３≧０のとき：以下、表を含む明細書中で「条件Ｂ」と記載する）は、固溶Ｂ量を制限する式は（３）式の下側の式（［Ｂ］＜０．００３）で表される。
本発明の機械構造用鋼は、上記のように化学成分組成（殊にＴｉ，Ｂ，Ｎ，Ａｌのバランス）を適切に制御することによって機械構造用鋼としての強度を保持しつつ、低速での断続切削性を向上し得たのであるが、本発明の機械構造用鋼には、必要に応じて、以下の選択元素を含有していても良い。含有される元素の種類に応じて、鋼材の特性がさらに改善される。
［Ｃｒ：３％以下（０％を含まない）］
Ｃｒは、鋼材の焼入性を高め、機械構造用鋼の強度を高めるために有効な元素である。またＡｌとの複合添加によって、鋼材の断続切削性を高めるのに有効な元素である。こうした効果を発揮させるためには、Ｃｒ含有量は、例えば０．１％以上（より好ましくは０．３％以上、さらに好ましくは０．７％以上）とする。しかし、Ｃｒ含有量が過剰になると、粗大炭化物の生成或では過冷組織の発達によって被削性を劣化させるので、３％以下（より好ましくは２％以下、さらに好ましくは１．６％以下）とすることが望ましい。
［Ｍｏ：１．０％以下（０％を含まない）］
Ｍｏは、母材の焼入れ性を確保して、不完全焼入れ組織の生成を抑制するのに有効な元素であり、必要に応じて機械構造用鋼に含有させてもよい。Ｍｏのこうした効果を有効に発揮させるためには、例えば０．０５％以上（より好ましくは０．１％以上、さらに好ましくは０．１５％以上）含有させる。Ｍｏの含有量が増加するにつれてこのような効果は増大するものの、過剰に含有させると、焼きならし後でも過冷組織が生成して機械構造用鋼の被削性を低下させるので、１．０％以下（より好ましくは０．８％以下、さらに好ましくは０．６％以下）とすることが望ましい。
［Ｎｂ：０．１５％以下（０％を含まない）］
機械構造用鋼のなかで特に肌焼鋼では、通常浸炭処理を行って表面を硬化するが、この処理の際に浸炭温度・時間、加熱速度等によって、結晶粒の異常成長が発生する場合がある。Ｎｂにはこのような現象を抑制する効果がある。Ｎｂのこうした効果を有効に発揮させるためには、例えば０．０１％以上（より好ましくは０．０３％以上、さらに好ましくは０．０５％以上）含有させる。Ｎｂ含有量を増加するにつれてＮｂのこうした効果は、増大するが、過剰に含有させると硬質の炭化物が生成して被削性が低下するので、０．１５％以下（より好ましくは０．１２％以下、さらに好ましくは０．１％以下）とすることが望ましい。
［Ｚｒ：０．０２％以下（０％を含まない）、Ｈｆ：０．０２％以下（０％を含まない）、Ｔａ：０．０２％以下（０％を含まない）のうちの１種以上を含有する］
Ｚｒ，ＨｆおよびＴａは、上記Ｎｂと同様に、結晶粒の異常成長を抑制する効果があるので、必要に応じて鋼に含有させても良い。こうした効果は、これらの元素の含有量（１種以上の合計量）が増加するにつれて増大するが、過剰に含有させると硬質の炭化物が生成して機械構造用鋼の被削性が低下するので、夫々上記した量を上限とすることが好ましく、合計で０．０２％以下とすることがさらに好ましい。
［Ｖ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｃｕ：３％以下（０％を含まない）、およびＮｉ：３％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上］
これらの元素は、鋼材の焼入れ性を向上させて高強度化させるのに有効であり、必要に応じて機械構造用鋼に含有させてもよい。こうした効果は、これらの元素の含有量（１種以上の合計量）が増加するにつれて増大するが、過剰に含有させると過冷組織が生成したり、延性・靭性が低下するので、夫々上記した量を上限とすることが好ましい。
本発明の機械構造用鋼は、上記合金元素を規定範囲内で添加した溶鋼を、鋳造、鍛造することにより製造されるが、特にＴｉおよび／またはＢの添加量を調整することにより、固溶Ｔｉ量、固溶Ｂ量を調節することができるのは勿論のこと、固溶Ｎ量を調節することができる。
なお、Ｔｉを添加する際、Ｔｉ添加量のうちの例えば半分をＡｌより先に溶鋼中に投入し、Ａｌの添加後に残りのＴｉを投入すると、Ｔｉの一部を酸化物系介在物に含有させることができ、機械構造用鋼の被削性を一層向上することもできる。Ａｌを最初に投入すると、酸素の大部分がＡｌと結合し、後でＴｉを添加しても、Ａｌの方がＴｉよりも酸化力が強いためにＴｉの酸化物はできないが、Ｔｉの例えば半分の量を最初に投入すればＴｉを酸化物として存在させることができるからである。
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明は以下の実施例によって制限を受けるものではなく、前記・下記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。
［試験片の作成］
表１に示す化学成分の鋼１５０ｋｇを真空誘導炉で溶解し、上面での直径が２４５ｍｍ、下面での直径が２１０ｍｍであり、長さが４８０ｍｍの略円柱状のインゴットに鋳造した。なお、表１には、鋼材の化学成分のほか、化学成分量から計算される上記（１）の左辺マイナス右辺の値、（２）式および（３）式の左辺の値も各々表示している。（３）式の左辺とは、上記の規定通り、［Ｔｉ］−［Ｎ］／０．３＜０のときは、［Ｂ］−（［Ｎ］−０．３×［Ｔｉ］）／１．４の値、［Ｔｉ］−［Ｎ］／０．３≧０のときは、［Ｂ］の値としている。
Figure 2010280973
続いて、このインゴットを鍛造し（ソーキング：１２５０℃×３時間程度、鍛造加熱：１１００℃×１時間程度）、これを切断することにより一辺１５０ｍｍ×１５０ｍｍ×長さ６８０ｍｍの四角材形状を経由して、下記（ａ）、（ｂ）の２種類の鍛造材に加工した。
（ａ）厚さ３０ｍｍ、幅１５５ｍｍ、長さ１００ｍｍの板材
（ｂ）直径８０ｍｍ、長さ３５０ｍｍの丸棒材
得られた板材および丸棒材を、９００℃で１時間の加熱をしたのち放冷し、その後、板材（鍛造材（ａ））はエンドミル切削試験片とし、丸棒材（（鍛造材（ｂ）））は旋削試験片とした。これらの試験片を用いて、（１）断続切削時の被削性、（２）連続切削時の被削性の評価を行った。また、上記丸棒材の一部から熱間加工性評価用の試験片を切り出しておき、（３）熱間加工性の評価も行った。
（１）断続切削時の被削性評価
断続切削時の被削性を評価するために、エンドミル加工での工具摩耗を評価した。上記鍛造材（ａ）（焼ならし材、または焼ならし後熱間鍛造したもの）をスケールおよび脱炭層の影響を取り除くために表面約２ｍｍを切削除去し、エンドミル切削試験片とした。具体的には、マニシングセンタ主軸にエンドミル工具を取り付け、上記のようにして製造され、表面約２ｍｍの切削除去後の厚さ２５ｍｍ×幅１５０ｍｍ×長さ１００ｍｍの試験片をバイスにより固定し、乾式の切削雰囲気下でダウンカット加工を行った。詳細な加工条件を下記表２に示す。断続切削を２００カット行った後、光学顕微鏡により、平均逃げ面摩耗幅（工具摩耗量）Ｖｂを測定した。その結果を表３に示す。試験片番号（Ｎｏ．）は、表１の試験片番号（Ｎｏ．）に対応する。断続切削後のＶｂが９０μｍ以下のものを、断続切削時の被削性に優れると評価した。
Figure 2010280973
（２）連続切削時の被削性評価
連続切削時の被削性を評価するために、直径８０ｍｍ×長さ３５０ｍｍの丸棒材（焼きならし材）をスケール除去した後表面を約２ｍｍ切削除去した試料を用いて、外周旋削加工を行なった後、光学顕微鏡により、平均逃げ面摩耗幅（工具摩耗量）Ｖｂを測定し、磨耗幅Ｖｂが１００μｍ以下のものを被削性が優れると評価した。このときの外周旋削加工条件は、下記の通りである。その結果も、上記の断続切削時の被削性試験の結果と併せて表３に示す。
Figure 2010280973
（外周旋削加工条件）
工具：超硬合金Ｐ１０（ＪＩＳ Ｂ４０５３）
切削速度：２００ｍ／ｍｉｎ
送り：０．２５ｍｍ／ｒｅｖ
切り込み：１．５ｍｍ
潤滑方式：乾式
（３）熱間加工性の評価
機械構造用鋼の熱間加工性を評価するために、図１に示す形状の試験片を形成し、これを９００℃まで加熱した状態で０．０１ｍｍ／ｓの速さで破断するまで、試験片の両端を引っ張る試験を実施し、減面率を測定し、４０％以上を優れると評価した（表３）。
［考察］
試験片Ｎｏ．１〜２２はいずれも本発明に属するもので優れた被削性と熱間加工性を有していた。一方、試験片Ｎｏ．２３〜２９は機械構造用鋼における化学成分の規定範囲、又は（１）〜（３）式のいずれかの条件から外れるものであり、被削性と熱間加工性のいずれかが劣っていた。具体的には、Ｎｏ．２３では、Ｂ，Ｎ，Ｔｉ，Ａｌのバランスが悪く、式（１）を満たさず、焼入れ性が高くなり硬さが高くなって熱間加工性が劣っていた。Ｎｏ．２４では、Ｔｉ添加量が多めで、Ｎ，Ｔｉのバランスが悪いため式（２）の条件を満たさず、Ｔｉが炭化物として析出して硬さが高くなり、断続切削性および連続切削性が劣っていた。Ｎｏ．２５では、機械構造用鋼の化学成分は一応規定を満たす範囲内のものであるが、Ｂ，Ｎ，Ｔｉのバランスが悪く、式（３）を満足せず、機械構造用鋼が硬くなって断続切削性および連続切削性が劣っていた。Ｎｏ．２６では、Ａｌが少なすぎて断続切削性が劣っていた。Ｎｏ．２７では逆にＡｌが多すぎ、式（１）も満たさず、粗大なＡｌが析出して断続切削性も連続切削性も劣っており、また、熱間加工性も劣っていた。Ｎｏ．２８ではＢが多めで、Ｂ，Ｎ，Ｔｉのバランスが悪いため式（３）を満たさず、機械構造用鋼が硬くなって、断続切削性も連続切削性も劣っており、熱間加工性も劣っていた。Ｎｏ．２９では、Ｔｉ、Ｂが添加されているが、Ｂ，Ｎ，Ｔｉ，Ａｌのバランスが悪いため式（１）を満たしておらず、機械構造用鋼の熱間加工性が劣っていた。

Claims (8)

  1. Ｃ ：０．０５〜０．９％（質量％の意味、以下同じ）、
    Ｓｉ：０．０３〜２％、
    Ｍｎ：０．２〜１．８％、
    Ｐ ：０．０３％以下（０％を含まない）、
    Ｓ ：０．０３％以下（０％を含まない）、
    Ａｌ：０．１〜０．５％、
    Ｎ ：０．００２〜０．０１７％、
    Ｏ ：０．００３％以下（０％を含まない）を含有すると共に、
    Ｔｉおよび／またはＢを含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、下記（１）〜（３）式をすべて満足することを特徴とする被削性に優れた機械構造用鋼。
    （１）式：［Ｎ］−０．３×［Ｔｉ］−１．４×［Ｂ］＜（０．０００４／［Ａｌ］）−０．００２
    （２）式：［Ｔｉ］−［Ｎ］／０．３＜０．００５
    （３）式：［Ｔｉ］−［Ｎ］／０．３＜０のとき、
    ［Ｂ］−（［Ｎ］−０．３×［Ｔｉ］）／１．４＜０．００３であり、
    ［Ｔｉ］−［Ｎ］／０．３≧０のとき、
    ［Ｂ］＜０．００３である。
    但し、上記（１）〜（３）式において［Ｎ］，［Ｔｉ］，［Ｂ］，［Ａｌ］は、それぞれ、機械構造用鋼中のＮ，Ｔｉ，Ｂ，Ａｌの含有量（質量％）を示す。
  2. Ｔｉの含有量が０．０５％以下（０％を含まない）である請求項１に記載の機械構造用鋼。
  3. Ｂの含有量が０．００８％以下（０％を含まない）である請求項１または２に記載の機械構造用鋼。
  4. さらに、Ｃｒ：３％以下（０％を含まない）を含有するものである請求項１〜３のいずれかに記載の機械構造用鋼。
  5. さらに、Ｍｏ：１．０％以下（０％を含まない）を含有するものである請求項１〜４のいずれかに記載の機械構造用鋼。
  6. さらに、Ｎｂ：０．１５％以下（０％を含まない）を含有するものである請求項１〜５のいずれかに記載の機械構造用綱。
  7. さらに、Ｚｒ：０．０２％以下（０％を含まない）、Ｈｆ：０．０２％以下（０％を含まない）、Ｔａ：０．０２％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上を含有するものである請求項１〜６のいずれかに記載の機械構造用鋼。
  8. さらに、Ｖ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｃｕ：３％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：３％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上を含有するものである請求項１〜７のいずれかに記載の機械構造用鋼。
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Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2012197471A (ja) * 2011-03-18 2012-10-18 Sanyo Special Steel Co Ltd 熱処理変形の小さい機械構造用鋼材

Families Citing this family (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
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
JP5597563B2 (ja) * 2011-02-01 2014-10-01 新日鐵住金株式会社 窒化用鋼および窒化部品
CN102839321B (zh) * 2012-08-31 2014-08-20 武汉钢铁(集团)公司 一种屈服强度≥500MPa级超薄热轧板带及其制造方法
US9389155B1 (en) * 2013-03-12 2016-07-12 United Technologies Corporation Fatigue test specimen
CN105385817A (zh) * 2015-11-12 2016-03-09 芜湖天金机械有限公司 提高切削性能的万向节球壳正火工艺
CN106834960B (zh) * 2017-01-24 2018-06-01 中天钢铁集团有限公司 一种汽车用含硼高级齿轮钢及其生产工艺
US20180372146A1 (en) * 2017-06-26 2018-12-27 GM Global Technology Operations LLC Fine grain steel alloy and automotive components formed thereof

Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH10152746A (ja) * 1996-11-21 1998-06-09 Toa Steel Co Ltd 耐疲労性に優れたボロン鋼歯車およびその製造方法
JP2004244665A (ja) * 2003-02-12 2004-09-02 Nippon Steel Corp 高強度高延性鋼板及びその製造方法

Family Cites Families (27)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP3283936B2 (ja) * 1991-12-18 2002-05-20 川崎製鉄株式会社 機械構造用鋼およびその製造方法
JP2991869B2 (ja) * 1992-08-14 1999-12-20 川崎製鉄株式会社 冷間鍛造性に優れた機械構造用鋼
US5476556A (en) * 1993-08-02 1995-12-19 Kawasaki Steel Corporation Method of manufacturing steel for machine structural use exhibiting excellent free cutting characteristic, cold forging characteristic and post-hardening/tempering fatigue resistance
JPH07242989A (ja) * 1994-03-01 1995-09-19 Kobe Steel Ltd 冷間鍛造性、被削性およびねじり疲労強度に優れた高周波焼入れ用鋼
JP3538900B2 (ja) * 1994-07-05 2004-06-14 Ｊｆｅスチール株式会社 転動部材
US5746842A (en) * 1995-09-29 1998-05-05 Toa Steel Co., Ltd. Steel gear
JP3539529B2 (ja) * 1996-02-09 2004-07-07 Ｊｆｅスチール株式会社 冷間鍛造性、高周波焼入れ性および転動疲労特性に優れた機械構造用鋼
JPH10152748A (ja) * 1996-09-24 1998-06-09 Kawasaki Steel Corp 冷間鍛造性、高周波焼入れ性および転動疲労特性に優れた機械構造用鋼
JP3738501B2 (ja) * 1996-10-21 2006-01-25 愛知製鋼株式会社 冷間鍛造用鋼
JPH1129836A (ja) 1997-05-13 1999-02-02 Kawasaki Steel Corp 高周波焼入れ用機械構造用鋼
JP3419333B2 (ja) * 1998-01-19 2003-06-23 住友金属工業株式会社 高周波焼入れ性に優れた冷間加工用鋼並びに機械構造用部品及びその製造方法
JP2001011571A (ja) * 1999-06-28 2001-01-16 Kawasaki Steel Corp 被削性、冷間鍛造性および焼入れ性に優れた機械構造用鋼材
JP4435954B2 (ja) * 1999-12-24 2010-03-24 新日本製鐵株式会社 冷間鍛造用棒線材とその製造方法
JP4328924B2 (ja) * 2000-01-13 2009-09-09 住友金属工業株式会社 高強度軸部品の製造方法
JP2001342539A (ja) 2000-06-02 2001-12-14 Nkk Corp 断続高速切削用鋼
JP3966210B2 (ja) * 2003-04-03 2007-08-29 Ｊｆｅスチール株式会社 熱間圧延ままで球状化炭化物および黒鉛組織を有する機械構造用鋼の製造方法
JP4529549B2 (ja) * 2004-06-15 2010-08-25 Ｊｆｅスチール株式会社 延性と穴広げ加工性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法
CN100529137C (zh) 2004-07-16 2009-08-19 杰富意钢铁株式会社 机械结构用部件，其制造方法和高频淬火材料
KR100883716B1 (ko) 2004-07-16 2009-02-12 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 기계구조용 부품 및 그 제조방법과 고주파 담금질용 소재
JP4962695B2 (ja) * 2004-12-15 2012-06-27 住友金属工業株式会社 軟窒化用鋼及び軟窒化部品の製造方法
JP2007023310A (ja) * 2005-07-12 2007-02-01 Kobe Steel Ltd 機械構造用鋼材
JP4781836B2 (ja) 2006-02-08 2011-09-28 新日本製鐵株式会社 耐水素脆性に優れた超高強度鋼板とその製造方法及び超高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法並びに超高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法
JP2008013788A (ja) 2006-07-03 2008-01-24 Nippon Steel Corp 被削性と強度特性に優れた機械構造用鋼
JP4193998B1 (ja) 2007-06-28 2008-12-10 株式会社神戸製鋼所 被削性に優れた機械構造用鋼およびその製造方法
JP4251229B1 (ja) * 2007-09-19 2009-04-08 住友金属工業株式会社 高圧水素ガス環境用低合金鋼および高圧水素用容器
JP2009136657A (ja) 2007-12-04 2009-06-25 Aruze Corp シンボルが色によって分類されているスロットマシン及びその制御方法
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

Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH10152746A (ja) * 1996-11-21 1998-06-09 Toa Steel Co Ltd 耐疲労性に優れたボロン鋼歯車およびその製造方法
JP2004244665A (ja) * 2003-02-12 2004-09-02 Nippon Steel Corp 高強度高延性鋼板及びその製造方法

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* Cited by examiner, † Cited by third party
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JP2012197471A (ja) * 2011-03-18 2012-10-18 Sanyo Special Steel Co Ltd 熱処理変形の小さい機械構造用鋼材

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