JP4041413B2 - Machine structural steel having excellent chip disposal and manufacturing method thereof - Google Patents
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、産業機械や自動車、電気製品などの部品のように、切削加工を施すことによって製造される部品の素材として有用な機械構造用鋼に関し、特に被削性改善成分としてのＰｂを実質的に含まない所謂Ｐｂフリーで、切削加工時の切り屑処理性および機械的特性に優れた機械構造用鋼に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
従来から、各種鋼材の被削性（切り屑処理性など）を改善する手法として、Ｐｂを添加することが一般的に行われている。Ｐｂの添加によって、鋼材の機械的性質を損なうことなく、該鋼材の切り屑処理性や仕上げ面粗さを改善し得ると共に、鋼材を処理する工具の寿命向上も可能であることは、当該技術分野において周知の事実である。
【０００３】
しかしながら、Ｐｂは人体に有害であることから、近年、Ｐｂを添加することなくＰｂ添加鋼（Ｐｂ快削鋼）並みの被削性が達成された鋼材の開発が求められている。
【０００４】
Ｐｂを添加しない快削鋼としては、ＭｎＳを鋼中に分散させた硫黄快削鋼が代表的なものとして知られており、Ｐｂ快削鋼を置換すべく、種々の検討がなされている。
【０００５】
例えば、硫黄快削鋼を圧延すると、鋼中のＭｎＳが細長く展伸されるため、圧延あるいは鍛造の長手方向に垂直な方向の衝撃値や引張強度などが低下することが知られており、これを改善するために、Ｃａを鋼に添加することが提案されている（特許文献１）。しかし、Ｃａを添加すると、鋼の機械的性質の異方性は改善されるものの、切り屑処理性が低下するため、この切り屑処理性が重視される切削加工を施す用途への使用は、実質的に不可能であった。
【０００６】
上記の問題を解決すべく、特許文献２には、鋼中でのＭｎＳの分布状態に着目し、これを制御して、切り屑処理性改善と機械的性質の異方性改善を両立する技術が提案されている。また、特許文献３では、鋼にＭｇを添加すると共に、硫化物（ＭｎＳなど）中のＭｇとＳの原子比を制御して、切り屑処理性および機械的性質を改善する技術が提案されている。
【０００７】
しかしながら、これらの技術を用いても、依然として被削性・機械的性質共、Ｐｂ快削鋼には及ばないため、Ｐｂ快削鋼を置換するには、未だ改善の余地を残していた。
【０００８】
【特許文献１】
特開昭５５−１２８５６４号公報
【特許文献２】
特開２０００−２８２１７１号公報
【特許文献３】
特開２００１−１５２２８０号公報
【０００９】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は上記事情の下でなされたものであり、その目的は、Ｐｂを添加せずにＰｂ快削鋼並みの切り屑処理性を有し、且つ機械的性質の低下を最小限に抑えた機械構造用鋼を提供することにある。
【００１０】
【課題を解決するための手段】
上記目的を達成し得た本発明の機械構造用鋼は、Ｃ：０．２〜０．７％（質量％の意味、以下同じ），Ｓｉ：０．０１〜２．５％，Ｍｎ：０．１〜３％，Ｓ：０．０１〜０．２％，Ｐ：０．０５％以下（０％を含む），N：０．００４５〜０．０３％を含有し、さらに、Ａｌ：０．０００１〜０．１％、および／または、Ｃｒ：０．０３〜１．２％、を含有する鋼であって、前記Ｎのうち、固溶Ｎ量が、鋼全量に対し０．００４５％以上に制御されているものであるところに要旨を有するものであり、切り屑処理性に優れている。
【００１１】
また、上記機械構造用鋼のうち、さらに、Ｔｉ：０．０１％以下（０％を含む），Ｚｒ：０．０１％以下（０％を含む），Ｂ：０．０００５％以下（０％を含む），Ｖ：０．０１％以下（０％を含む），Ｎｂ：０．０１％以下（０％を含む），Ｍｏ：０．０１％以下（０％を含む），Ａｌ：０．０１％以下（０％を含む），Ｃｒ：０．２％以下（０％を含む）に制御されているもの；さらに、Ｍｇ：０．０２％以下（０％は含まない）、および／または、Ｃａ：０．０２％以下（０％は含まない）を含有するもの；さらに、Ｃｕ：１％以下（０％は含まない）、且つ、Ｎｉ：０．５％以下（０％は含まない）を含有するもの；さらに、Ｂｉ：０．３％以下（０％は含まない）を含有するもの；も、本発明の好ましい態様である。
【００１２】
さらに、上記機械構造用鋼において、鋼中に観察される硫化物系介在物のうち、長径が２０μｍ以上の硫化物系介在物の個数をａ、長径が５μｍ以上の硫化物系介在物の個数をｂとするとき、ａ／ｂ≦０．２５を満足するものも、本発明の好適な実施態様である。
【００１３】
加えて、上記機械構造用鋼において、Ａｌが０．００５％未満に制御されているものも好ましく、この場合、該鋼を切削するための工具の寿命を改善し得る。
【００１４】
この他、上記本発明の機械構造用鋼を製造するに当たり、Ｎの固溶化を伴う加熱と、その後、８００℃から５００℃までの平均冷却速度を０．８℃／秒以上とする冷却を備えた熱処理工程を含む製造方法も、本発明に包含される。
【００１５】
なお、本発明の機械構造用鋼の化学組成は、典型的には上記元素の他は残部Ｆｅおよび不可避不純物からなるが、その他の化学成分についても、本発明の効果を阻害しない範囲内で含有されていてもよい。
【００１６】
【発明の実施の形態】
本発明者等は、機械構造用鋼（以下、単に「鋼」という場合がある）において、切り屑処理性を高め、且つ機械的性質の低下を最小限に抑えるべく、特に鋼の成分組成に着目して鋭意検討を重ねた。その結果、鋼中の固溶Ｎ量の制御が、切り屑処理性と機械的性質の両立に大きく影響を及ぼすことを見出し、本発明を完成させた。
【００１７】
従来から、Ｎは、固溶して鋼を硬化させるか、あるいは鋼中の種々の元素と結合して窒化物を形成し、その結果、該鋼を処理する工具の摩耗を促進して、その寿命を低下させると考えられてきた。例えば、特開２０００−２５６７８５号でも、被削性のよい高強度鋼に関する技術を開示している。この技術は鋼中のオーステナイト粒径を制御して、被削性の向上を図るものであるが、ここでは、鋼中のトータルＮ量を０．０２％以下に制限している。その考え方は、「Ｎは、固溶Ｎの場合、鋼を硬化させる。特に切削においてはひずみ時効によって刃先近傍で硬化し、工具寿命を低下させる。また、Ｔｉ、Ａｌ、Ｖなどの窒化物として存在する場合、オーステナイト粒の成長を抑制する。よって、Ｎ量には制限が必要である。」というものである。
【００１８】
このように、鋼の被削性の観点からは、Ｎ量は、できるだけ少なく抑える方がよいとされており、鋼の機械的性質改善のために、窒化物を粒成長抑制に利用する以外で、被削性向上の観点からＮ、特に固溶Ｎを積極的に利用しようとする技術は存在しない。
【００１９】
これに対し、本発明者等は、鋭意検討した結果、鋼にＮを添加するだけでなく、固溶Ｎとして存在せしめることで、切り屑処理性を飛躍的に向上させ得ることを見出したのである。その理由は、Ｎが固溶することによって鋼マトリックスが脆化することに起因すると推定される。
【００２０】
上記以外の従来の鋼での固溶Ｎと、鋼の特性との関係を調べると、例えば、鋼のＣ量が０．１％程度の低炭硫黄快削鋼（ＪＩＳのＳＵＭ系快削鋼）では、Ｎは仕上げ面粗さなどを向上させる成分として知られているが、この場合、Ａｌ量、Ｃｒ量などの窒化物形成元素量が少なく、基本的に固溶Ｎ量が多い成分系である（例えば、特開平５−３４５９５１号）。
【００２１】
他方、本発明では、後述するようにＣ量が０．２％以上の高強度鋼が対象であるが、このような分野では、Ａｌ、Ｃｒ、Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂなどの窒化物形成元素が積極的に添加されているだけでなく、各種合金元素を添加する際に、窒化物形成元素が不可避不純物として混入し、固溶Ｎ量が本発明で要求されるようなレベル（後述する）では存在しない。
【００２２】
この他、被削性以外の観点から、鋼中の固溶Ｎ量を定めた技術に着目すると、例えば、特開平４−１１６１２５号では、トータルＮ：０．００６０％以下、固溶Ｎ：０．００３０％以下とすることで、鋼の温間延性を改善し得ることを開示している。また、特開平４−１６８２４４号では、トータルＮ：０．０１５％以下、固溶Ｎ：０．００２０％以下とすることで、冷間引抜加工後の伸直性に優れた機械構造用鋼を開示している。しかしながら、これらの技術は、固溶Ｎを積極的に確保して利用しようとするものではなく、また、実際に固溶Ｎ量が本発明で要求されるレベルで存在するものではない。
【００２３】
本発明鋼においては、固溶Ｎ量が、鋼全量に対し、０．００４５％以上であることが要求される。固溶Ｎ量がこのような範囲であれば、鋼の被削性、特に切り屑処理性が飛躍的に向上する。より好ましくは０．００６０％以上である。固溶Ｎ量の上限は特に限定されるものではないが、実際には、０．０１５％程度が固溶し得る最大の濃度である。
【００２４】
以下、本発明鋼の各成分について説明する。
【００２５】
Ｃ：０．２〜０．７％
Ｃは鋼の強度を確保するために必須の元素である。機械構造用鋼として要求される強度を確保するためには、０．２％以上であることが要求される。より好ましくは０．３％以上である。他方、Ｃ量が多過ぎると、鋼の硬度が増大し過ぎて切り屑処理性が低下するため、０．７％以下とする。より好ましくは０．５％以下である。
【００２６】
Ｓｉ：０．０１〜２．５％
Ｓｉは脱酸剤として作用する他、鋼中に固溶して強度を高める作用を有するが、Ｓｉ量が少な過ぎると、こうした作用が十分に確保できないため、０．０１％以上とする。より好ましくは０．１％以上である。他方、Ｓｉ量が多過ぎると、切り屑処理性が低下するため、２．５％以下とする。より好ましくは１．０％以下である。
【００２７】
Ｍｎ：０．１〜３％
Ｍｎも鋼中に固溶して強度を高める作用を有する他、ＭｎＳを生成して切り屑処理性を向上させる作用も有する。ただし、Ｍｎ量が少な過ぎると、こうした作用が十分に確保できないため、０．１％以上とする。より好ましくは０．３％以上である。他方、Ｍｎ量が多過ぎると、その効果が飽和するばかりか、鋼製造の際の冷却時にベイナイトなどの過冷組織を生成して、非調質で用いる場合には切り屑処理性を低下させるため、３％以下とする。より好ましくは１．５％以下である。
【００２８】
Ｓ：０．０１〜０．２％
Ｓは鋼の被削性を改善するために必須の元素であり、ＭｎＳを生成して切り屑処理性、仕上げ面粗さ、および工具寿命を向上させる。ただし、Ｓ量が少な過ぎると、こうした作用が十分に確保できないため、０．０１％以上とする。より好ましくは０．０３％以上である。他方、Ｓ量が多過ぎると、鋼の熱間加工性が低下するため、０．２％以下とする。より好ましくは０．１５％以下である。
【００２９】
Ｐ：０．０５％以下（０％を含む）
Ｐは結晶粒界に偏析し易く、鋼の靭性を低下させる成分である。よって、その上限を０．０５％に規定した。より好ましくは０．０２％以下である。
【００３０】
Ｎ：０．００４５〜０．０３％
Ｎは、上記の通り、固溶Ｎとして、鋼の被削性、特に切り屑処理性を確保する上で必須の成分である。鋼中の固溶Ｎ量が０．００４５％以上であることが要求される観点から、鋼中のトータルＮ量の下限も０．００４５％と規定した。より好ましくは０．００６０％以上である。他方、鋼中のトータルＮ量が多過ぎると、固溶しきれなくなったＮが種々の元素と結合して窒化物を形成し、切り屑処理性を低下させる。また、トータルＮ量が多過ぎると、鋳造の際に気泡が発生してキズの原因となる傾向にある。よって、Ｎ量（トータルＮ量）は０．０３％以下と規定した。より好ましくは０．０２％以下である。
【００３１】
Ａｌ：０．０００１％〜０．１％、および／または、Ｃｒ：０．０３〜１．２％
Ａｌは脱酸元素として作用し、種々の酸化物系介在物量を低減して鋼の機械的性質を向上させる。また、Ｃｒは鋼中に固溶して機械的性質を向上させる作用を有する。そこで、機械的構造用鋼として十分な機械的性質を確保すべく、ＡｌとＣｒの１種以上を含有することと定めた。なお、Ａｌ：０．０００１％未満、Ｃｒ：０．０３％未満では、これらの効果を十分に確保することができない。より好ましくはＡｌ：０．０００２％以上、Ｃｒ：０．０５％以上である。
【００３２】
他方、Ａｌ量が０．１％超えると、鋼中でアルミナ系介在物を形成して鋼の切り屑処理性を低下させる。また、Ｃｒ量が１．２％を超えると、鋼が過冷組織を形成し易くなり、非調質で用いる場合には切り屑処理性が低下する。より好ましくは、Ａｌ：０．０５％以下、Ｃｒ：０．５％以下である。
【００３３】
以上が本発明鋼の主要な成分組成であるが、さらに本発明鋼では、以下の元素を含有したり、その量が制御されていることが好ましい。これらの元素について説明する。
【００３４】
Ｔｉ：０．０１％以下（０％を含む），
Ｚｒ：０．０１％以下（０％を含む），
Ｂ ：０．０００５％以下（０％を含む），
Ｖ ：０．０１％以下（０％を含む），
Ｎｂ：０．０１％以下（０％を含む），
Ｍｏ：０．０１％以下（０％を含む），
Ａｌ：０．０１％以下（０％を含む），
Ｃｒ：０．２％以下（０％を含む）
Ｔｉ、Ｚｒ、Ｂ、Ｖ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ａｌ、Ｃｒの各元素は、Ｎと結合して窒化物や炭窒化物を生成し易く、固溶Ｎ量を低減させる作用を有する。よって、このような作用を抑制し、十分な固溶Ｎ量を確保するためには、各元素量を上記上限値以下とすることが推奨される。より好ましくは、Ｔｉ：０．００５％以下、Ｚｒ：０．００５％以下、Ｂ：０．０００３％以下、Ｖ：０．００５％以下、Ｎｂ：０．００５％以下、Ｍｏ：０．００５％以下、Ａｌ：０．００８％以下、Ｃｒ：０．１５％以下である。ただし、Ａｌ、Ｃｒについては、鋼の機械的性質を確保する観点から、上述の条件を満足する必要がある。
【００３５】
Ｍｇ：０．０２％以下（０％は含まない）、および／または、Ｃａ：０．０２％以下（０％は含まない）
ＭｇやＣａは、ＭｎＳの形状・大きさを均一化し、またＭｎＳ中に存在することで、鋼の圧延時におけるＭｎＳの展伸の程度を抑制し、切り屑処理性と機械的性質をバランスよく確保し、また、これらの特性のバラツキを抑制する作用を有する。よって、ＭｇかＣａの少なくとも一方を上記範囲で含有することで、固溶Ｎとの相乗効果によって、切り屑処理性と機械的性質のバランスを一層改善した鋼とすることができる。ただし、Ｍｇ量および／またはＣａ量が多過ぎると、粗大なＭｎＳが生成して鋼の切り屑処理性が低下する傾向にある。よって、Ｍｇ：０．０２％以下、Ｃａ：０．０２％以下とすることが好ましく、Ｍｇ：０．００５％以下、Ｃａ：０．００５％以下とすることがより好ましい。他方、ＭｇやＣａの量が少な過ぎるとその効果が十分に確保できないため、Ｍｇ：０．０００５％以上、Ｃａ：０．０００５％以上とすることが好ましく、Ｍｇ：０．０００８％以上、Ｃａ：０．００１％以上とすることがより好ましい。
【００３６】
Ｃｕ：１％以下（０％は含まない）
Ｎｉ：０．５％以下（０％は含まない）
ＣｕおよびＮｉを含有することで、鋼の切り屑処理性は一層向上する。Ｃｕは、鋼マトリックスを脆化させて切り屑処理性を向上させる作用を有する。ただし、Ｃｕ量が一定量を超えても、効果が飽和してしまい、却ってコストの増大を引き起こすため、１％以下とすることが好ましく、０．５％以下とすることがより好ましい。他方、その量が少な過ぎると、その作用を十分に確保できないため、好ましくは０．０１％以上、より好ましくは０．０５％以上とすることが推奨される。また、ＮｉはＣｕの添加によって生じ得る鋼の熱間加工性の低下を抑制する効果があり、Ｃｕの添加に併せて用いるとよい。ただし、Ｎｉ量が一定量を超えても、効果が飽和してしまい、却ってコストの増大を引き起こすため、好ましくは０．５％以下、より好ましくは、０．２％以下とすることが望ましい。他方、Ｎｉ量が少な過ぎると、その作用を十分に確保することができないため、０．００５％以上とすることが好ましく、０．０２％以上とすることがより好ましい。
【００３７】
Ｂｉ：０．３％以下（０％は含まない）
Ｂｉは、鋼の切り屑処理性をさらに向上させる作用を有する。ただし、Ｂｉ量が多過ぎると、鋼の熱間加工性が著しく低下するため、０．３％以下とすることが好ましく、０．２％以下とすることがより好ましい。他方、Ｂｉ量が少な過ぎると、その作用を十分に確保することができないため、０．０１％以上とすることが好ましく、０．０４％以上とすることより好ましい。
【００３８】
また、本発明では、固溶Ｎの上記作用に加えて、鋼中の硫化物系介在物の形態を制御することで、熱間圧延後の切り屑処理性と機械的性質の異方性とのバランスをより改善することができる。具体的には、鋼中に観察される硫化物系介在物のうち、長径が２０μｍ以上の硫化物系介在物の個数をａ、長径が５μｍ以上の硫化物系介在物の個数をｂとするとき、ａ／ｂ≦０．２５を満足することが推奨される。ａ／ｂの値が上記範囲を超えると、鋼中に粗大な硫化物系介在物が多く存在することとなり、鋼の圧延方向に垂直な方向の靭性が低下する傾向にある。よって、ａ／ｂ値は０．２５以下であることが好ましく、より好ましくは０．２０以下である。なお、上記ａ／ｂの下限については特に制限はなく、０であってもよい。ここで、ａ，ｂの値は、例えば、後述する実施例で用いた方法によって測定することができる。
【００３９】
なお、上記硫化物系介在物としては、特に限定されず、Ｍｎ、Ｃａ、Ｍｇ、およびＺｒの硫化物、あるいはその他の元素（Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｂｉ、希土類元素など）の硫化物、さらにこれらの複合硫化物、炭硫化物、酸硫化物などであってもよい。
【００４０】
加えて、本発明の機械構造用鋼では、上述したＡｌ量の下限を満足させて機械的性質を確保すると共に、このＡｌ量が０．００５％未満に制御されていることが推奨される。Ａｌ量がこのように制御されている機械構造用鋼では、Ａｌ2Ｏ3や、Ａｌ2Ｏ3を主体とする酸化物といった硬質酸化物の生成量が制限されるため、該鋼の切削などに用いられる工具の摩耗を抑制して長寿命化を図ることが可能となる。
【００４１】
次に、本発明の機械構造用鋼の製造方法について説明する。本発明の機械構造用鋼を製造するに当たっては、Ｎの固溶化を伴う加熱と、その後、８００℃から５００℃までの平均冷却速度を０．８℃／秒以上とする冷却を備えた熱処理工程を含む製造方法を採用することが推奨される。
【００４２】
Ｎの固溶化を伴う加熱では、鋼中に窒化物として存在していたＮを再固溶させて、固溶Ｎ量を高める。この時の加熱温度は１０５０℃以上とすることが好ましく、１１５０℃以上とすることがより好ましい。上記加熱後、８００℃から５００℃までの平均冷却速度を０．８℃／秒以上で冷却するのは、各種窒化物が形成する温度は８００〜５００℃であるので、この温度域での冷却速度を高めて、鋼中に固溶したＮが窒化物となるのを防止するためである。より好ましい平均冷却速度は１．０℃／秒以上、さらに好ましくは１．４℃／秒以上である。なお、冷却速度の上限は、特に限定されず、所望のミクロ組織が確保できる速度を適宜選択すればよい。
【００４３】
なお、上記熱処理工程としては、例えば、熱間鍛造、焼きならしなどの工程が挙げられる。すなわち、これらの工程を、上述の加熱条件および冷却条件を満足するように実施すればよい。また、熱間鍛造や焼ならしの後に、焼入れ・焼戻しを施す場合では、上記条件で行う熱処理工程が熱間鍛造や焼ならしであってもよく、焼入れであっても構わない。この熱処理工程は、本発明鋼の製造工程のいずれかの工程で、条件を調節して実施すればよいが、本発明鋼の製造工程の２つ以上の工程（例えば、熱間鍛造と焼入れ）が、上記熱処理工程に該当してもよい。
【００４４】
ただし、上記熱処理工程を行った後の鋼に、固溶したＮが窒化物を形成し得るような処理を施すと、固溶Ｎ量が減少する傾向にある。よって上記熱処理工程後に他の工程がある場合は、できる限り、このような窒化物生成が生じ得る処理は施さないことが好ましい。よって、例えば、本発明の機械構造用鋼を、焼戻し処理を施して得る場合には、上記条件を満たす熱処理（焼ならし、焼入れなど）を行い、その後の焼戻し処理は、例えば、５００℃以下、より好ましくは４５０℃以下で行い、固溶Ｎによる窒化物形成を抑制することが推奨される。なお、上記熱処理工程後に、固溶したＮが窒化物を形成し得るような処理を施しても、最終的に得られる機械構造用鋼の固溶Ｎ量が上記範囲を満足するのであれば、このような処理を上記熱処理工程後に設けても特に差し支えない。
【００４５】
また、本発明の機械構造用鋼において、鋼中の硫化物系介在物の形態を、上記ａ／ｂ値を満足するように制御するには、例えば、特開２００２−１４６４７３号に開示の方法を採用することが好ましい。具体的には、以下の通りである。
【００４６】
Ａｌキルド鋼では、硫化物系介在物の晶出核となる酸化物はＡｌ2Ｏ3であるが、Ａｌ2Ｏ3は溶鋼中で凝集し、クラスター状になり粗大化することが知られている。つまり、硫化物系介在物の晶出核となる酸化物が粗大化していると、硫化物系介在物の形態自体も粗大化する。
【００４７】
そこで、本発明鋼を製造するに当たり、実質的にＡｌを含有しない溶鋼に、実質的にＡｌを含有しないＭｇ合金を添加すれば、酸化物系介在物としてＭｇＯが生成し、このＭｇＯが硫化物系介在物の晶出核となる。ＭｇＯはＡｌ2Ｏ3よりも凝集・クラスター化し難いため、酸化物系介在物は微細に分散し、よって硫化物系介在物は粗大化しない。
【００４８】
また、ＭｇＯが多数分散している溶鋼を冷却すると、（１）ＭｇＯを核としてＭｇＳが晶出し、さらに冷却すると、これを核にＭｎＳなどの硫化物系介在物が晶出する。あるいは（２）ＭｇＯを核としてＭｇＳとＭｎＳなどが同時に晶出する。つまり、硫化物系介在物中にはＭｇが多く存在することになり、該介在物は変形し難くなるので、圧延時においても展伸し難くなり、切屑処理性および機械的性質の両性質が特に優れた鋼を得ることができる。
【００４９】
なお、Ａｌ2Ｏ3は溶鋼中で凝集し、クラスター状となり、粗大化することは上述した通りである。これは溶鋼とＡｌ2Ｏ3の濡れ性が非常に悪いことに起因する。これに対して、溶鋼とＭｇＯの濡れ性は良好であるため、Ａｌ2Ｏ3の場合と異なり、ＭｇＯはクラスター化することはない。このことは、ＭｇＯの方がＡｌ2Ｏ3よりも、溶鋼との界面エネルギーが小さいことによる。例えば、特許第２６８４３０７号には、Ｍｇを添加して、溶鋼中のＡｌ2Ｏ3をＭｇＯ・Ａｌ2Ｏ3に改質する方法が提案されており、さらに、該ＭｇＯ・Ａｌ2Ｏ3はＭｇＯにまで変化することもある。ＭｇＯ・Ａｌ2Ｏ3やＭｇＯは溶鋼との界面エネルギーが小さいので、そのサイズは微細であり、クラスター化もしづらい。しかしながら、溶鋼にＭｇを添加し、Ａｌ2Ｏ3をＭｇＯ・Ａｌ2Ｏ3に改質する前にＡｌ2Ｏ3同士が既に凝集し粗大化していると、硫化物系介在物も粗大化してしまう。一方、上記のように、実質的にＡｌを含有しない溶鋼に、実質的にＡｌを含有しないＭｇ合金を添加すると、まずＭｇＯが生成・分散する。このＭｇＯはＡｌ2Ｏ3よりも界面エネルギーが小さく、そのサイズは微細で、クラスター化もしづらいので、上記Ｍｇ合金を添加した後にＡｌを添加しても、ＭｇＯが生成・分散している状態にＡｌが添加されるので、ＭｇＯ・Ａｌ2Ｏ3やＡｌ2Ｏ3は生成され難い。つまり、Ａｌは脱酸元素として働くのではなく、加工・熱処理工程での結晶粒微細化元素として働く。たとえＭｇＯがＭｇＯ・Ａｌ2Ｏ3やＡｌ2Ｏ3リッチなＭｇＯとＡｌ2Ｏ3の複合酸化物に変化したとしても、その速度は非常に遅いので、Ａｌによる効果（加工・熱処理工程での結晶粒微細化）を保持しつつ、硫化物系介在物の形態を制御することはできる。
【００５０】
本発明鋼において硫化物系介在物の形態を制御するには、実質的にＡｌを含有しない溶鋼に、実質的にＡｌを含有しないＭｇ合金を添加し、前記Ｍｇ合金を添加した後に、実質的にＡｌを含有しないＣａ合金を添加することでも達成できる。Ｍｇ添加後の溶鋼中にＣａを添加するとＣａＯやＣａＳを生成するが、このＣａＯは酸化物系介在物の一部となり、ＭｇＯと同様に硫化物系介在物の晶出核となる。また、上記ＣａＳを含有する硫化物系介在物は、Ｍｇを含有しない硫化物系介在物と比較すると、Ｍｇを含有する硫化物系介在物と同様に展伸し難くなり、鋼の機械的性質（特に異方性の低減）が向上する。つまり、溶鋼中に生成した多数の（１）ＭｇＯなどの酸化物系介在物を核としてＭｇＳと共にＣａＳが晶出し、さらに冷却すると、これを核にＭｎＳなどの他の硫化物系介在物が晶出する。あるいは、（２）ＭｇＯなどの酸化物系介在物が晶出核となりＭｇＳとＣａＳとＭｎＳなどが同時に晶出する。よって、硫化物系介在物はＭｇとＣａを多く含有することになり、該介在物は変形し難くなるので、圧延時においても展伸し難くなり、切屑処理性および機械的性質（特に靭性の低異方性）の両性質を有する鋼を得ることができる。また、上記Ｃａを添加した後にＡｌを添加することも有効である。
【００５１】
さらに、実質的にＡｌを含有しない溶鋼に、実質的にＡｌを含有しないＭｇ合金と実質的にＡｌを含有しないＣａ合金を同時、もしくは最初のＭｇ合金の添加を最初のＣａ合金の添加より早い時期で任意回数、任意順序で両者に添加しても鋼中の硫化物系介在物の形態を制御できる。つまり、Ｍｇ合金とＣａ合金を同時に添加すると、ＭｇＯや、ＣａＯを含んだ酸化物を生成し、これらが晶出核となり硫化物系介在物が晶出する。これらの晶出核は凝集・クラスター化しないので、硫化物系介在物も粗大化しない。また、最初のＭｇ合金の添加を最初のＣａ合金の添加より早い時期で任意回数、任意順序（例えばＭｇ合金を添加後、Ｃａ合金を添加し、さらにＭｇ合金を添加する。）で添加すると、添加歩留まりを上げることができ、切屑処理性と機械的特性に優れた鋼を得ることができる。また、上記Ｍｇ合金とＣａ合金を添加した後に、Ａｌを添加することも好ましい。
【００５２】
一方、Ｃａ合金を先に添加すると、Ｃａは溶鋼に存在する微量のＡｌ2Ｏ3と反応し、ＣａＯ・Ａｌ2Ｏ3を生成する。このＣａＯ・Ａｌ2Ｏ3は硫化物系介在物の晶出核と成り得るが、ＣａＯ・Ａｌ2Ｏ3自体が大きな介在物となり易いので、硫化物系介在物も粗大化し、上記ａ／ｂ値を上記上限値以下とすることができない。
【００５３】
本発明鋼の製造に用いる溶鋼は、実質的にＡｌを含有しないものが好ましく、具体的には溶鋼に含有するＡｌの上限は０．００５％であることが望ましい。Ａｌが０．００５％を超えると、Ｍｇ添加前にＡｌ2Ｏ3が生成し、上記ａ／ｂ値を上記上限値以下とすることが困難となる。
【００５４】
また、本発明鋼の製造に用いるＭｇ合金とＣａ合金は、実質的にＡｌを含有しないものが好ましく、具体的にはＭｇ合金、Ｃａ合金共、Ａｌの含有上限が１％であることが推奨され、少なければ少ないほど望ましい。１％超えてＡｌを含有する合金を溶鋼に添加すると、合金中のＡｌが溶鋼中のＯと結合してＡｌ2Ｏ3 を生成し、凝集・クラスターを形成し、Ａｌを先に添加した状態と近くなり、上記ａ／ｂ値を上記上限値以下とすることが困難となる。なお、Ｍｇ合金とＣａ合金を併用して添加する場合は、両合金中に含有されるＡｌの合計含有量の上限は１．２％以下であることが望ましい。
【００５５】
ＭｇやＣａの添加方法は特に限定されるものではないが、ＭｇおよびＣａは高蒸気圧元素であり蒸発ロスし易く、また酸化され易いので、極力蒸発ロスや酸化ロスが少ない方法で添加することが好ましい。例えば、Ｍｇ合金やＣａ合金の粒状物を鉄製ワイヤ中に充填し、鉄製ワイヤごと溶鋼中へ添加する方法や、粒状物を不活性ガスと共に溶鋼内へ吹込む方式などが挙げられる。また、ＭｇやＣａは溶鋼中の歩留まりが悪いため、製鋼工程の作業性も考慮すると取鍋、タンディッシュ、モールドなどに存在する溶鋼に数回添加することが好ましく、歩留まりを向上させることができる。
【００５６】
また、ＭｇとＣａは酸化され易い元素であり、大気による酸化ロスを防止するには、上記溶鋼をスラグで覆っておくことが好ましい。しかし、スラグ中にＭｇＯやＣａＯが存在しないと、ＭｇやＣａを添加して生成するＭｇＯやＣａＯはスラグに吸収されてしまうので、晶出核やその基になるＭｇＯやＣａＯが減少する。そこで、スラグ中にＭｇＯを１５％以上含有させるのが好ましく、２０％以上含有させるのがより好ましい。また、溶鋼にＣａを添加する場合も同様に、スラグ中に１５％以上のＣａＯを含有させるのが好ましく、２０％以上含有させるのがより好ましい。
【００５７】
本発明の機械構造溶鋼を製造する際には、上述の各工程以外の工程は、特に限定されず、従来公知の方法・条件を採用すればよい。
【００５８】
なお、本発明の機械構造用鋼のミクロ組織は、特に限定されるものではなく、非調質で用いる「フェライト＋パーライト」であっても、焼入れ・焼戻しを施した「焼戻しマルテンサイト」であってもよい。
【００５９】
【実施例】
以下、実施例に基づいて本発明を詳細に述べる。なお、下記実施例は本発明を制限するものではなく、前・後記の趣旨を逸脱しない範囲で変更実施をすることは、全て本発明の技術的範囲に包含される。
【００６０】
表１〜表３に示す成分組成の評価用鋼Ｎｏ．１〜Ｎｏ．３９を製造した。評価用鋼Ｎｏ．１〜Ｎｏ．２２、Ｎｏ．２４〜Ｎｏ．３０、Ｎｏ．３８、Ｎｏ．３９については、高周波真空溶解炉で原料約１５０ｋｇを溶解し、φ１５０ｍｍのインゴットに鋳造した。押湯部分を切除したインゴットを１２００℃に加熱し、熱間鍛造してφ８０ｍｍの丸棒状の評価用鋼を得た。一部の鋼については、熱間鍛造後、表１〜表３に示す温度および平均冷却速度（８００℃から５００℃）で焼ならしを施した。さらに、一部の鋼（Ｎｏ．１２）については、熱間鍛造の後、８８０℃で３０分油焼入れ、および４５０℃で６０分焼戻しを実施した。
【００６１】
評価用鋼Ｎｏ．２３、Ｎｏ．３１〜Ｎｏ．３７については、転炉で溶鋼を溶製し、取鍋に出鋼する際にＳｉ，Ｍｎ，Ｃｒを添加した。続いて、取鍋内溶鋼に真空処理を施し、脱ガス、脱酸を実施し、必要に応じて、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｓ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｂ、Ｖ、Ｎｂ、Ｍｏを添加し、実質的にＡｌを含有しない溶鋼を得た。その後、Ｎｉ−Ｍｇ合金、またはＮｉ−ＭｇとＮｉ−Ｃａ合金を取鍋に存在する溶鋼に添加した。添加方法は、ＭｇまたはＣａの合金粒状物を鉄製ワイヤ中に充填し、鉄製ワイヤごと溶鋼中へ添加する方法を用いた。その後Ａｌを添加した。この溶鋼を、φ１５０ｍｍのインゴットに鋳造した。押湯部分を切除したインゴットを１２００℃に加熱し、熱間鍛造してφ８０ｍｍの丸棒状の評価用鋼を得た。一部の鋼については、熱間鍛造後、表２、表３に示す温度および平均冷却速度（８００℃から５００℃）で焼ならしを施した。
【００６２】
固溶Ｎ量は、各評価用鋼より採取したサンプルについて、鋼中のトータルＮ量と、化合物型Ｎ量（例えば窒化物型のＮ量）を測定し、これらの差により求めた。なお、評価用鋼中のトータルＮ量は、不活性ガス融解熱伝導度法で測定した。また、評価用鋼中の化合物型Ｎ量は、サンプルから「１０％アセチルアセトン＋１％テトラアンモニウムクロリド＋メタノール」溶液で電解抽出し、口径：０．１μｍのフィルターで採取した成分について、インドフェノール吸光光度法により測定した。
【００６３】
なお、表１の評価用鋼Ｎｏ．１〜Ｎｏ．１７では、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｂ、Ｖ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｂｉは積極的に添加しておらず、不可避不純物として混入したものである。また、表１〜表３の「―」は、当該元素が検出されなかったことを意味している。この他、表１〜表３の各元素（成分）の単位は「質量％」である。
【００６４】
【表１】
【表２】
【表３】
これらの評価用鋼Ｎｏ．１〜Ｎｏ．３９について、以下の評価を行った。結果を表４〜表６に示す。
【００６８】
［切り屑処理性］
評価用鋼を長さ８０ｍｍに切断して被削鋼とし、これにφ６．０ｍｍのガンドリルを用いて、深さ１５ｍｍの非貫通穴を２穴開ける切削試験を行った。切削は、速度２０００ｒｐｍ、送り速度０．０４４ｍｍ／ｒｅｖとし、潤滑油ミストで潤滑させながら実施した。切り屑処理性は、切粉の総個数と総質量から算出した切り屑指数（１ｇ当たりの切粉個数）によって評価した。すなわち、切り屑指数の値が大きいほど、切り屑処理性が良好であることを意味している。
【００６９】
［機械的性質の異方性］
上記評価用鋼からＪＩＳ Ｇ０３０３に従って評価用試験片を採取した。試験片はＪＩＳ Ｚ２２０２に規定する３号試験片とした。試験片は、鍛造方向に平行および垂直の各方向で切り出した。これらの試験片について、シャルピー衝撃試験機（東京衡機製造所製、シャルピー式縦型）を用い、ＪＩＳ Ｚ２２４２に従って常温で衝撃試験を行った。各評価用鋼について、鍛造方向に垂直方向の衝撃値と、鍛造方向に平行方向の衝撃値との比（垂直方向衝撃値÷平行方向衝撃値）を算出し、機械的性質の異方性を評価した。すなわち、異方性の数値が１に近づくほど、機械的性質の異方性が小さく、良好であることを意味している。
【００７０】
［硫化物系介在物の形状・サイズ］
上記の評価用鋼の一部（Ｎｏ．１８〜Ｎｏ．３９）について、鍛造の長手方向と平行な断面を切り出し、該断面を画像解析装置（株式会社ニレコ製ＬＵＺＥＸＦ）を用い、４ｍｍ×４ｍｍの視野を１００倍で観察して該視野中の硫化物系介在物の長径および短径を測定した。なお、測定は観察した画像を二値化処理して行った。二値化のレベルはＲＧＢで取り込み、Ｒ：１２５／１８０，Ｇ：１１０／１８０，Ｂ：１２０／１８０に調整し、グレーレベルは明るさによって硫化物系介在物がマトリックスに対して十分区別できるように、その都度調整した。測定した画像から、長径が２０μｍ以上の硫化物系介在物の個数（ａ）と、長径が５μｍ以上の硫化物系介在物の個数（ｂ）を数え、「ａ／ｂ」を算出した。
【００７１】
【表４】
【表５】
【表６】
評価用鋼Ｎｏ．１〜Ｎｏ．６、Ｎｏ．９〜Ｎｏ．１４、Ｎｏ．１８〜Ｎｏ．２３、Ｎｏ．３１〜Ｎｏ．３９は、本発明の要件を満足する実施例であり、切り屑処理性、衝撃値異方性のいずれもが優れている。また、硫化物系介在物のａ／ｂ値が、本発明の好ましい要件を満足する評価用鋼Ｎｏ．２３、Ｎｏ．３１〜Ｎｏ．３７では、特に衝撃値の異方性が小さくなっており、切り屑処理性と、衝撃値異方性のバランスが非常に良好である。
【００７５】
この他、評価用鋼Ｎｏ．３４〜Ｎｏ．３６は、Ｃｕ量およびＮｉ量が本発明の好ましい要件を満足しており、評価用鋼Ｎｏ．３７〜Ｎｏ．３９は、Ｂｉ量が本発明の好ましい要件を満足している。よって、これらの評価用鋼では、切り屑処理性が特に優れている。
【００７６】
これに対し、評価用鋼Ｎｏ．７、Ｎｏ．８、Ｎｏ．１５〜Ｎｏ．１７，Ｎｏ．２４〜Ｎｏ．３０は、以下に示す点で本発明の要件を満たしていない比較例であり、いずれも切り屑処理性が劣っている。
【００７７】
Ｎｏ．７、Ｎｏ．８の評価用鋼は、Ｎの固溶化のための熱処理工程において、加熱温度（Ｎｏ．７）、あるいは平均冷却速度（Ｎｏ．８）が本発明の要件を満足しない例であり、鋼中のトータルＮ量が本発明の要件を満足しているにも関わらず、固溶Ｎ量が本発明の範囲を下回っている例である。
【００７８】
Ｎｏ．１５〜Ｎｏ．１７の評価用鋼は、トータルＮ量が少なく、これに伴って固溶Ｎ量も少ない例である。
【００７９】
Ｎｏ．２４〜Ｎｏ．３０の評価用鋼は、窒化物を形成し易いＴｉ、Ｚｒ、Ｂ、Ｖ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｃｒのいずれか１種以上の元素量が、本発明の好ましい範囲を超えており、固溶Ｎ量が本発明の要件を下回っている例である。
【００８０】
［工具寿命評価］
実施例に該当するＮｏ．２、Ｎｏ．６、Ｎｏ．９、Ｎｏ．２３、Ｎｏ．３６、Ｎｏ．３７の各評価用鋼について、該鋼を切削する工具の寿命と、該鋼のＡｌ量との関係を調査すべく、切削試験を実施した。本評価において選択した評価用鋼は、Ｃ量が０．４１％付近のものである。
【００８１】
具体的には、Ｐ種超硬チップを用いた旋削試験の際の工具摩耗量を測定した。試験条件は、切削速度：１５０ｍ／ｍｉｎ、送り：０．２ｍｍ、切り込み：１．０ｍｍで、２０分間切削することとし、その際の工具の摩耗量［逃げ面摩耗量（ＶＢ）、すくい面摩耗量（ＫＴ）］を実測した。結果を表７に示す。なお、表７には、上記「ａ／ｂ」（測定しているもののみ）、上記切り屑指数、および上記衝撃値異方性も併記する。
【００８２】
【表７】
表７から分かるように、これらの評価用鋼はいずれも本発明の実施例に該当するものであるため、切り屑処理性および衝撃値異方性については、非常に良好である。しかし、Ｎｏ．２、Ｎｏ．６、Ｎｏ．２３の各評価用鋼では、Ａｌ量が０．００５％未満に制御されていないため、これらの鋼の切削試験後における超硬工具の摩耗量が比較的大きい。これに対し、Ｎｏ．９、Ｎｏ．３６、Ｎｏ．３７の各評価用鋼は、Ａｌ量が０．００５％未満に制御されており、これらの鋼の切削試験後における超硬工具の摩耗量が小さく、工具寿命が著しく改善されている。
【００８４】
なお、この工具寿命評価に供した各評価用鋼に存在する酸化物系介在物を、ＳＥＭ−ＥＤＸ（走査型電子顕微鏡−エネルギー分散形Ｘ線分析装置）で分析した結果、表７に示すように、Ａｌ量が０．００５％未満に制御されていないＮｏ．２、Ｎｏ．６、Ｎｏ．２３の各評価用鋼では、Ａｌ2Ｏ3、およびＡｌ2Ｏ3＋ＳｉＯ2を主体とする硬質酸化物が多く存在していることが分かった。これに対し、Ａｌ量が０．００５％未満に制御されているＮｏ．９、Ｎｏ．３６、Ｎｏ．３７の各評価用鋼では、こうした硬質酸化物の存在量が極めて少ない。特にＮｏ．３６およびＮｏ．３７の評価用鋼では、固溶Ｎ量および硫化物系介在物の形態の制御、並びにＡｌ2Ｏ3系の硬質酸化物の低減が達成されており、各種特性を高いレベルで兼ね備えた機械構造用鋼が得られている。
【００８５】
【発明の効果】
本発明は以上のように構成されており、Ｐｂフリーであっても鋼中の固溶Ｎを特定量以上に制御することで、Ｐｂ快削鋼に匹敵する切り屑処理性を有する機械構造用鋼と、その製造方法を提供することができた。また、本発明の機械構造用鋼は機械的性質も優れており、該性質と切り屑処理性のバランスが良好である。さらに、本発明の機械構造用鋼では、鋼中のＡｌ量を特定範囲に制御することで、鋼中に生成するＡｌ2Ｏ3系の硬質酸化物の生成を抑制することが可能であり、該鋼の切削などに用いられる工具の摩耗を抑えて、長寿命化を図ることも可能である。[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
TECHNICAL FIELD The present invention relates to a steel for machine structure useful as a material for parts manufactured by machining, such as parts for industrial machines, automobiles, electrical products, and the like. In particular, Pb as a machinability improving component is substantially used. The present invention relates to steel for machine structural use that is free of so-called Pb and has excellent chip disposal and mechanical properties during cutting.
[0002]
[Prior art]
Conventionally, Pb is generally added as a technique for improving the machinability (such as chip disposal) of various steel materials. By adding Pb, it is possible to improve the chip processing property and finished surface roughness of the steel material without impairing the mechanical properties of the steel material, and to improve the life of a tool for processing the steel material. This is a well-known fact in the field.
[0003]
However, since Pb is harmful to the human body, in recent years, there has been a demand for the development of a steel material that achieves machinability equivalent to Pb-added steel (Pb free-cutting steel) without adding Pb.
[0004]
As a free-cutting steel to which Pb is not added, sulfur free-cutting steel in which MnS is dispersed in steel is known as a typical one, and various studies have been made to replace Pb free-cutting steel.
[0005]
For example, when sulfur free-cutting steel is rolled, MnS in the steel is elongated and elongated, and it is known that the impact value and tensile strength in the direction perpendicular to the longitudinal direction of rolling or forging decrease. In order to improve this, it has been proposed to add Ca to steel (Patent Document 1). However, when Ca is added, the anisotropy of the mechanical properties of the steel is improved, but the chip disposal is reduced. It was virtually impossible.
[0006]
In order to solve the above-mentioned problem, Patent Document 2 focuses on the distribution state of MnS in steel and controls it to achieve both improvement of chip disposal and improvement of anisotropy of mechanical properties. Has been proposed. Patent Document 3 proposes a technique for improving chip controllability and mechanical properties by adding Mg to steel and controlling the atomic ratio of Mg and S in sulfides (MnS, etc.). Yes.
[0007]
However, even if these techniques are used, both the machinability and mechanical properties are still inferior to those of Pb free-cutting steel, so there is still room for improvement in replacing Pb free-cutting steel.
[0008]
[Patent Document 1]
JP-A-55-128564
[Patent Document 2]
JP 2000-282171 A
[Patent Document 3]
JP 2001-152280 A
[0009]
[Problems to be solved by the invention]
The present invention has been made under the circumstances described above, and the object thereof is to have a chip disposal property similar to that of Pb free-cutting steel without adding Pb, and to minimize degradation of mechanical properties. It is to provide steel for machine structural use.
[0010]
[Means for Solving the Problems]
The steel for machine structural use of the present invention capable of achieving the above object is C: 0.2 to 0.7% (meaning of mass%, the same applies hereinafter), Si: 0.01 to 2.5%, Mn: 0 0.1 to 3%, S: 0.01 to 0.2%, P: 0.05% or less (including 0%), N: 0.0045 to 0.03%, and Al: 0 .0001-0.1% and / or Cr: 0.03-1.2% of steel, wherein the amount of solid solution N is 0.0045% of the total amount of steel. It has a gist where it is controlled as described above, and is excellent in chip disposal.
[0011]
Of the steels for machine structural use, Ti: 0.01% or less (including 0%), Zr: 0.01% or less (including 0%), B: 0.0005% or less (0% V: 0.01% or less (including 0%), Nb: 0.01% or less (including 0%), Mo: 0.01% or less (including 0%), Al: 0. Controlled to not more than 01% (including 0%), Cr: not more than 0.2% (including 0%); and Mg: not more than 0.02% (not including 0%), and / or , Ca: not more than 0.02% (not including 0%); Cu: not more than 1% (not including 0%); and Ni: not more than 0.5% (not including 0%) ); And Bi: not more than 0.3% (not including 0%); is also a preferred embodiment of the present invention.
[0012]
Further, in the steel for machine structure, among the sulfide inclusions observed in the steel, the number of sulfide inclusions whose major axis is 20 μm or more is a, and the number of sulfide inclusions whose major axis is 5 μm or more. In the preferred embodiment of the present invention, when a is b, a / b ≦ 0.25 is satisfied.
[0013]
In addition, in the steel for machine structure, it is also preferable that Al is controlled to be less than 0.005%, and in this case, the life of a tool for cutting the steel can be improved.
[0014]
In addition, in producing the steel for machine structural use according to the present invention, heating accompanied by solid solution of N, and then cooling to an average cooling rate from 800 ° C. to 500 ° C. of 0.8 ° C./second or more are provided. A manufacturing method including a heat treatment step is also included in the present invention.
[0015]
In addition, the chemical composition of the steel for machine structural use of the present invention typically consists of the balance of the above elements and the remainder Fe and inevitable impurities, but other chemical components are also included within a range that does not impair the effects of the present invention. May be.
[0016]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
In the steel for machine structural use (hereinafter, sometimes simply referred to as “steel”), the present inventors have specifically made the composition of steel to improve the chip disposal and minimize the deterioration of mechanical properties. We paid attention and repeated diligent studies. As a result, the inventors have found that the control of the amount of solute N in the steel greatly affects the compatibility between the chip disposability and the mechanical properties, and completed the present invention.
[0017]
Conventionally, N solidifies to harden the steel, or combines with various elements in the steel to form nitrides, and as a result, promotes wear of the tool that treats the steel, It has been thought to reduce lifespan. For example, Japanese Patent Laid-Open No. 2000-256785 also discloses a technique related to high-strength steel with good machinability. This technique is intended to improve the machinability by controlling the austenite grain size in the steel, but here the total N content in the steel is limited to 0.02% or less. The idea is that, when N is a solute N, the steel is hardened. Especially in cutting, it hardens in the vicinity of the cutting edge due to strain aging, reducing the tool life. Also, as nitrides such as Ti, Al, V, etc. If present, it suppresses the growth of austenite grains, and therefore the amount of N must be limited.
[0018]
Thus, from the viewpoint of the machinability of steel, it is said that it is better to suppress the N amount as much as possible, and in order to improve the mechanical properties of steel, except for using nitride for grain growth suppression. From the viewpoint of improving machinability, there is no technique for actively using N, particularly solid solution N.
[0019]
On the other hand, the present inventors have intensively studied and found that not only adding N to steel but also making it exist as solute N can significantly improve chip disposal. is there. The reason is presumed to be due to the steel matrix becoming brittle when N dissolves.
[0020]
Examination of the relationship between solid solution N in conventional steels other than the above and the characteristics of the steel, for example, low-carbon sulfur free-cutting steel with a C content of about 0.1% (JIS SUM free-cutting steel) ) Is known as a component for improving the finished surface roughness, etc., but in this case, the component system in which the amount of nitride-forming elements such as Al and Cr is small and basically the amount of dissolved N is large. (For example, JP-A-5-345951).
[0021]
On the other hand, as described later, the present invention is intended for high-strength steel having a C content of 0.2% or more, but in such fields, nitride-forming elements such as Al, Cr, Ti, V, and Nb are used. In addition to being actively added, when various alloy elements are added, nitride forming elements are mixed as inevitable impurities, and the amount of solute N is required at the present invention (described later). not exist.
[0022]
In addition, from the viewpoint of other than machinability, when attention is focused on a technique for determining the amount of solute N in steel, for example, in Japanese Patent Laid-Open No. 4-116125, total N: 0.0060% or less, solute N: 0 It is disclosed that the warm ductility of steel can be improved by setting it to 0030% or less. Further, in JP-A-4-168244, a steel for machine structure having excellent straightness after cold drawing is obtained by making the total N: 0.015% or less and the solute N: 0.0020% or less. Disclosure. However, these techniques are not intended to positively secure and use solute N, and the amount of solute N does not actually exist at the level required by the present invention.
[0023]
In the steel of the present invention, the amount of solute N is required to be 0.0045% or more based on the total amount of steel. If the amount of solute N is in such a range, the machinability of the steel, particularly the chip disposability, is dramatically improved. More preferably, it is 0.0060% or more. The upper limit of the amount of solute N is not particularly limited, but in practice, about 0.015% is the maximum concentration at which solute N can be dissolved.
[0024]
Hereinafter, each component of the steel of the present invention will be described.
[0025]
C: 0.2-0.7%
C is an essential element for securing the strength of steel. In order to ensure the strength required for machine structural steel, it is required to be 0.2% or more. More preferably, it is 0.3% or more. On the other hand, if the amount of C is too large, the hardness of the steel increases excessively and the chip disposability decreases, so the content is made 0.7% or less. More preferably, it is 0.5% or less.
[0026]
Si: 0.01 to 2.5%
In addition to acting as a deoxidizer, Si has the effect of increasing the strength by dissolving in steel, but if the amount of Si is too small, this effect cannot be secured sufficiently, so 0.01% or more. More preferably, it is 0.1% or more. On the other hand, if the amount of Si is too large, the chip disposability deteriorates, so the content is set to 2.5% or less. More preferably, it is 1.0% or less.
[0027]
Mn: 0.1 to 3%
Mn also has the effect of increasing the strength by forming a solid solution in the steel, and also has the effect of improving the chip disposability by generating MnS. However, if the amount of Mn is too small, such an effect cannot be secured sufficiently, so the content is made 0.1% or more. More preferably, it is 0.3% or more. On the other hand, when the amount of Mn is too large, not only the effect is saturated, but also a supercooled structure such as bainite is generated at the time of cooling during steel production, and when it is used in a non-tempered condition, the chip disposal is reduced. Therefore, it is 3% or less. More preferably, it is 1.5% or less.
[0028]
S: 0.01 to 0.2%
S is an essential element for improving the machinability of steel, and generates MnS to improve chip disposal, finished surface roughness, and tool life. However, if the amount of S is too small, this effect cannot be secured sufficiently, so 0.01% or more. More preferably, it is 0.03% or more. On the other hand, if the amount of S is too large, the hot workability of the steel decreases, so the content is made 0.2% or less. More preferably, it is 0.15% or less.
[0029]
P: 0.05% or less (including 0%)
P is a component that easily segregates at grain boundaries and lowers the toughness of steel. Therefore, the upper limit is defined as 0.05%. More preferably, it is 0.02% or less.
[0030]
N: 0.0045 to 0.03%
As described above, N is an essential component for securing the machinability of steel, in particular, chip disposal, as solid solution N. From the viewpoint that the solid solution N amount in the steel is required to be 0.0045% or more, the lower limit of the total N amount in the steel is also defined as 0.0045%. More preferably, it is 0.0060% or more. On the other hand, if the total amount of N in the steel is too large, N that can no longer be dissolved is combined with various elements to form nitrides, thereby reducing chip disposal. Moreover, when there is too much total N amount, it exists in the tendency for a bubble to generate | occur | produce at the time of casting and to cause a crack. Therefore, the N amount (total N amount) is defined as 0.03% or less. More preferably, it is 0.02% or less.
[0031]
Al: 0.0001% to 0.1% and / or Cr: 0.03 to 1.2%
Al acts as a deoxidizing element, reduces the amount of various oxide inclusions, and improves the mechanical properties of steel. Moreover, Cr has the effect | action which dissolves in steel and improves a mechanical property. Therefore, in order to ensure sufficient mechanical properties as mechanical structural steel, it is determined that at least one of Al and Cr is contained. In addition, when Al is less than 0.0001% and Cr is less than 0.03%, these effects cannot be sufficiently ensured. More preferably, Al: 0.0002% or more, Cr: 0.05% or more.
[0032]
On the other hand, if the amount of Al exceeds 0.1%, alumina inclusions are formed in the steel and the chip disposability of the steel is reduced. On the other hand, if the Cr content exceeds 1.2%, the steel tends to form a supercooled structure, and when it is used in a non-tempered state, the chip disposal is reduced. More preferably, Al: 0.05% or less, Cr: 0.5% or less.
[0033]
Although the above is the main component composition of the steel of the present invention, it is preferable that the steel of the present invention further contains the following elements or the amount thereof is controlled. These elements will be described.
[0034]
Ti: 0.01% or less (including 0%),
Zr: 0.01% or less (including 0%),
B: 0.0005% or less (including 0%),
V: 0.01% or less (including 0%),
Nb: 0.01% or less (including 0%),
Mo: 0.01% or less (including 0%),
Al: 0.01% or less (including 0%),
Cr: 0.2% or less (including 0%)
Each element of Ti, Zr, B, V, Nb, Mo, Al, and Cr is easily bonded to N to form a nitride or carbonitride, and has an effect of reducing the amount of dissolved N. Therefore, in order to suppress such an action and secure a sufficient amount of solute N, it is recommended that the amount of each element be not more than the above upper limit value. More preferably, Ti: 0.005% or less, Zr: 0.005% or less, B: 0.0003% or less, V: 0.005% or less, Nb: 0.005% or less, Mo: 0.005% Hereinafter, Al: 0.008% or less, Cr: 0.15% or less. However, about Al and Cr, it is necessary to satisfy the above-mentioned conditions from the viewpoint of ensuring the mechanical properties of steel.
[0035]
Mg: 0.02% or less (excluding 0%) and / or Ca: 0.02% or less (not including 0%)
Mg and Ca make the shape and size of MnS uniform, and are present in MnS, thereby suppressing the extent of MnS expansion during rolling of steel and providing a good balance between chip disposal and mechanical properties. It has the effect of securing and suppressing variations in these characteristics. Therefore, by containing at least one of Mg or Ca in the above range, a steel with a further improved balance between chip disposal and mechanical properties can be obtained due to a synergistic effect with solute N. However, if the amount of Mg and / or Ca is too large, coarse MnS is generated and the chip disposability of the steel tends to decrease. Therefore, Mg: 0.02% or less, Ca: 0.02% or less are preferable, Mg: 0.005% or less, and Ca: 0.005% or less are more preferable. On the other hand, if the amount of Mg or Ca is too small, the effect cannot be secured sufficiently. Therefore, Mg: 0.0005% or more, Ca: 0.0005% or more is preferable, Mg: 0.0008% or more, Ca : More preferably 0.001% or more.
[0036]
Cu: 1% or less (excluding 0%)
Ni: 0.5% or less (excluding 0%)
By containing Cu and Ni, the chip disposability of the steel is further improved. Cu has the effect | action which embrittles a steel matrix and improves chip disposal property. However, even if the amount of Cu exceeds a certain amount, the effect is saturated and, on the contrary, causes an increase in cost, so it is preferably 1% or less, and more preferably 0.5% or less. On the other hand, if the amount is too small, the effect cannot be ensured sufficiently. Therefore, it is recommended that the amount be 0.01% or more, more preferably 0.05% or more. Further, Ni has an effect of suppressing a decrease in hot workability of steel that may be caused by the addition of Cu, and is preferably used in combination with the addition of Cu. However, even if the amount of Ni exceeds a certain amount, the effect is saturated, and on the contrary, an increase in cost is caused. Therefore, the amount is preferably 0.5% or less, more preferably 0.2% or less. On the other hand, if the amount of Ni is too small, the effect cannot be secured sufficiently, so 0.005% or more is preferable, and 0.02% or more is more preferable.
[0037]
Bi: 0.3% or less (excluding 0%)
Bi has the effect | action which further improves the chip disposal property of steel. However, if the amount of Bi is too large, the hot workability of the steel is remarkably reduced, so that it is preferably 0.3% or less, and more preferably 0.2% or less. On the other hand, if the amount of Bi is too small, the effect cannot be ensured sufficiently. Therefore, the amount is preferably 0.01% or more, and more preferably 0.04% or more.
[0038]
Further, in the present invention, in addition to the above-described action of solute N, by controlling the form of sulfide inclusions in the steel, the chip processing property after hot rolling and the anisotropy of mechanical properties Can be further improved. Specifically, among the sulfide inclusions observed in steel, the number of sulfide inclusions whose major axis is 20 μm or more is a, and the number of sulfide inclusions whose major axis is 5 μm or more is b. It is recommended that a / b ≦ 0.25 be satisfied. When the value of a / b exceeds the above range, a large amount of coarse sulfide inclusions are present in the steel, and the toughness in the direction perpendicular to the rolling direction of the steel tends to decrease. Therefore, the a / b value is preferably 0.25 or less, and more preferably 0.20 or less. In addition, there is no restriction | limiting in particular about the minimum of said a / b, 0 may be sufficient. Here, the values of a and b can be measured, for example, by the method used in Examples described later.
[0039]
The sulfide inclusions are not particularly limited, and sulfides of Mn, Ca, Mg, and Zr, or other elements (Ni, Cr, Cu, Mo, V, Nb, Ti, Bi, rare earth) Element sulfides), and composite sulfides, carbon sulfides, oxysulfides, and the like thereof.
[0040]
In addition, in the steel for machine structure of the present invention, it is recommended that the lower limit of the amount of Al described above is satisfied to ensure mechanical properties, and that the amount of Al is controlled to be less than 0.005%. For machine structural steels where the Al content is controlled in this way, Al 2 O Three Al 2 O Three Since the production amount of hard oxide such as oxide mainly composed of is limited, it is possible to extend the life by suppressing wear of a tool used for cutting the steel.
[0041]
Next, the manufacturing method of the steel for machine structure of this invention is demonstrated. In producing the steel for machine structural use of the present invention, a heat treatment step including heating accompanied by solid solution of N and then cooling to an average cooling rate from 800 ° C. to 500 ° C. of 0.8 ° C./second or more. It is recommended to adopt a manufacturing method including
[0042]
In heating accompanied by solid solution of N, N present as a nitride in the steel is re-dissolved to increase the amount of solid solution N. The heating temperature at this time is preferably 1050 ° C. or higher, and more preferably 1150 ° C. or higher. After the above heating, the average cooling rate from 800 ° C. to 500 ° C. is cooled at 0.8 ° C./second or more because the temperature at which various nitrides are formed is 800 to 500 ° C. This is to increase the speed and prevent N dissolved in the steel from becoming nitrides. A more preferable average cooling rate is 1.0 ° C./second or more, and further preferably 1.4 ° C./second or more. In addition, the upper limit of a cooling rate is not specifically limited, What is necessary is just to select the speed | rate which can ensure a desired micro structure suitably.
[0043]
In addition, as said heat processing process, processes, such as hot forging and normalization, are mentioned, for example. That is, these steps may be performed so as to satisfy the above-described heating conditions and cooling conditions. In addition, when quenching / tempering is performed after hot forging or normalizing, the heat treatment step performed under the above conditions may be hot forging or normalizing or quenching. This heat treatment step may be carried out by adjusting the conditions in any of the production steps of the steel of the present invention, but two or more steps of the production step of the steel of the present invention (for example, hot forging and quenching). However, it may correspond to the heat treatment step.
[0044]
However, when the steel after the heat treatment step is subjected to a treatment such that the dissolved N can form a nitride, the amount of the dissolved N tends to decrease. Therefore, when there are other steps after the heat treatment step, it is preferable not to perform a treatment capable of generating such a nitride as much as possible. Therefore, for example, when the steel for machine structure of the present invention is obtained by tempering, heat treatment (normalizing, quenching, etc.) satisfying the above conditions is performed, and the subsequent tempering treatment is, for example, 500 ° C. or less. More preferably, it is recommended to carry out at 450 ° C. or lower to suppress the formation of nitride by solute N. In addition, even if the solid solution N is subjected to a treatment that can form a nitride after the heat treatment step, if the solid solution N amount of the steel for machine structural use finally obtained satisfies the above range, Such treatment may be provided after the heat treatment step.
[0045]
Moreover, in the steel for machine structural use of the present invention, in order to control the form of sulfide inclusions in the steel so as to satisfy the a / b value, for example, a method disclosed in JP-A-2002-146473 Is preferably adopted. Specifically, it is as follows.
[0046]
In Al killed steel, the oxide that becomes the crystallization nucleus of sulfide inclusions is Al. 2 O Three But Al 2 O Three Is known to agglomerate in molten steel to form clusters and become coarse. In other words, if the oxide that becomes the crystallization nucleus of the sulfide inclusion is coarsened, the form of the sulfide inclusion itself is also coarsened.
[0047]
Therefore, in manufacturing the steel of the present invention, if Mg alloy substantially not containing Al is added to molten steel substantially not containing Al, MgO is generated as oxide inclusions, and this MgO is sulfide. It becomes a crystallization nucleus of system inclusions. MgO is Al 2 O Three Therefore, the oxide inclusions are finely dispersed, and the sulfide inclusions are not coarsened.
[0048]
When the molten steel in which a large number of MgO is dispersed is cooled, (1) MgS is crystallized with MgO as a nucleus, and when further cooled, sulfide inclusions such as MnS are crystallized with this as a nucleus. Alternatively, (2) MgS and MnS are crystallized simultaneously with MgO as a nucleus. In other words, a large amount of Mg is present in the sulfide-based inclusions, and the inclusions are difficult to deform. Therefore, they are difficult to expand even during rolling, and both chip disposal properties and mechanical properties are obtained. Particularly excellent steel can be obtained.
[0049]
Al 2 O Three Is agglomerated in the molten steel to form a cluster and become coarse as described above. This is molten steel and Al 2 O Three This is due to the very poor wettability. On the other hand, since the wettability of molten steel and MgO is good, Al 2 O Three Unlike the case of MgO, MgO does not cluster. This is because MgO is more Al 2 O Three This is because the interfacial energy with molten steel is smaller. For example, in Patent No. 2684307, Mg is added and Al in molten steel is added. 2 O Three MgO · Al 2 O Three Has been proposed, and the MgO.Al 2 O Three May change to MgO. MgO / Al 2 O Three And MgO has a small interfacial energy with molten steel, so its size is fine and clustering is difficult. However, Mg is added to the molten steel and Al 2 O Three MgO · Al 2 O Three Before reforming to Al 2 O Three If they are already agglomerated and coarsened, sulfide inclusions also become coarse. On the other hand, as described above, when an Mg alloy that does not substantially contain Al is added to molten steel that does not substantially contain Al, MgO is first generated and dispersed. This MgO is Al 2 O Three Since the interface energy is smaller, the size is fine, and it is difficult to cluster, so even if Al is added after adding the Mg alloy, Al is added to the state where MgO is generated and dispersed. MgO / Al 2 O Three And Al 2 O Three Is difficult to generate. That is, Al does not act as a deoxidizing element, but acts as a crystal grain refining element in the processing / heat treatment process. Even if MgO is MgO · Al 2 O Three And Al 2 O Three Rich MgO and Al 2 O Three Even if it is changed to a complex oxide, the speed is very slow, so it is possible to control the form of sulfide inclusions while maintaining the effect of Al (grain refinement in the processing and heat treatment process) it can.
[0050]
In order to control the form of sulfide inclusions in the steel of the present invention, a Mg alloy that does not substantially contain Al is added to the molten steel that does not substantially contain Al, and after the Mg alloy is added, It can also be achieved by adding a Ca alloy containing no Al. When Ca is added to the molten steel after the addition of Mg, CaO and CaS are produced, but this CaO becomes a part of oxide inclusions and, like MgO, becomes a crystallization nucleus of sulfide inclusions. In addition, the sulfide inclusions containing CaS are less likely to expand in the same manner as sulfide inclusions containing Mg as compared to sulfide inclusions containing Mg, and the mechanical properties of steel. (Especially reduction of anisotropy) is improved. In other words, CaS crystallizes with MgS using a large number of oxide inclusions such as (1) MgO produced in molten steel as a nucleus, and when further cooled, other sulfide inclusions such as MnS crystallize. Put out. Alternatively, (2) oxide inclusions such as MgO serve as crystallization nuclei, and MgS, CaS, MnS, and the like crystallize simultaneously. Therefore, the sulfide-based inclusions contain a large amount of Mg and Ca, and the inclusions are difficult to be deformed. Therefore, the sulfide-type inclusions are difficult to expand even during rolling, and the chip disposability and mechanical properties (particularly toughness) are reduced. A steel having both properties (low anisotropy) can be obtained. It is also effective to add Al after adding Ca.
[0051]
Furthermore, the molten steel substantially containing no Al is added to the Mg alloy containing substantially no Al and the Ca alloy containing substantially no Al simultaneously, or the first Mg alloy is added earlier than the addition of the first Ca alloy. The form of sulfide inclusions in the steel can be controlled even if added to both in any order and in any order. That is, when an Mg alloy and a Ca alloy are added at the same time, MgO and an oxide containing CaO are generated, and these become crystallization nuclei and sulfide inclusions are crystallized. Since these crystallization nuclei do not aggregate and cluster, sulfide inclusions do not coarsen. Further, when the first Mg alloy is added in an arbitrary number of times earlier than the first Ca alloy is added in an arbitrary order (for example, after adding the Mg alloy, the Ca alloy is added, and then the Mg alloy is added). Additive yield can be increased, and steel excellent in chip disposal and mechanical properties can be obtained. It is also preferable to add Al after adding the Mg alloy and Ca alloy.
[0052]
On the other hand, when a Ca alloy is added first, Ca is a small amount of Al present in molten steel. 2 O Three Reacts with CaO · Al 2 O Three Is generated. This CaO ・ Al 2 O Three Can be a crystallization nucleus of sulfide inclusions, but CaO · Al 2 O Three Since the inclusion itself tends to be a large inclusion, the sulfide inclusion is also coarsened, and the a / b value cannot be set to the upper limit value or less.
[0053]
The molten steel used for the production of the steel of the present invention is preferably substantially free of Al. Specifically, the upper limit of Al contained in the molten steel is preferably 0.005%. If Al exceeds 0.005%, Al is added before Mg addition. 2 O Three It becomes difficult to make the a / b value below the upper limit.
[0054]
The Mg alloy and Ca alloy used in the production of the steel of the present invention are preferably substantially free of Al. Specifically, it is recommended that the upper limit of Al content is 1% for both Mg and Ca alloys. The smaller the better. When an alloy containing Al exceeding 1% is added to molten steel, Al in the alloy is combined with O in the molten steel to form Al. 2 O Three , Forms aggregates / clusters, becomes close to the state in which Al is added first, and makes it difficult to set the a / b value to the upper limit or less. In addition, when adding together and using Mg alloy and Ca alloy, it is desirable that the upper limit of the total content of Al contained in both alloys is 1.2% or less.
[0055]
The addition method of Mg and Ca is not particularly limited, but Mg and Ca are high vapor pressure elements and easily lose evaporation and are easily oxidized. Therefore, add Mg and Ca in a manner that minimizes evaporation loss and oxidation loss. Is preferred. For example, a method of filling granular material of Mg alloy or Ca alloy into an iron wire and adding the entire iron wire into the molten steel, a method of blowing the granular material into the molten steel together with an inert gas, and the like. In addition, since Mg and Ca have poor yield in molten steel, it is preferable to add several times to molten steel present in ladle, tundish, mold, etc., considering the workability of the steelmaking process, and the yield can be improved. .
[0056]
Mg and Ca are elements that are easily oxidized, and it is preferable to cover the molten steel with slag in order to prevent oxidation loss due to the atmosphere. However, if MgO and CaO are not present in the slag, MgO and CaO produced by adding Mg and Ca are absorbed by the slag, so that the crystallization nuclei and the MgO and CaO used as the base decrease. Therefore, it is preferable to contain 15% or more of MgO in the slag, and more preferably 20% or more. Similarly, when Ca is added to the molten steel, it is preferable to contain 15% or more of CaO in the slag, and more preferably 20% or more.
[0057]
When manufacturing the machine structural molten steel of the present invention, steps other than the above-described steps are not particularly limited, and conventionally known methods and conditions may be employed.
[0058]
The microstructure of the steel for machine structural use of the present invention is not particularly limited, and even “ferrite + pearlite” used for non-tempering is “tempered martensite” subjected to quenching and tempering. May be.
[0059]
【Example】
Hereinafter, the present invention will be described in detail based on examples. It should be noted that the following examples do not limit the present invention, and all modifications made without departing from the spirit of the preceding and following descriptions are encompassed in the technical scope of the present invention.
[0060]
Steel No. 1 for evaluation of the component compositions shown in Tables 1 to 3 1-No. 39 was produced. Steel for evaluation No. 1-No. 22, no. 24-No. 30, no. 38, no. For No. 39, about 150 kg of the raw material was melted in a high-frequency vacuum melting furnace and cast into an ingot having a diameter of 150 mm. The ingot from which the feeder part was cut was heated to 1200 ° C. and hot forged to obtain an evaluation steel having a round bar shape of φ80 mm. Some steels were subjected to normalization at the temperatures and average cooling rates (800 ° C. to 500 ° C.) shown in Tables 1 to 3 after hot forging. Further, some of the steels (No. 12) were subjected to oil quenching at 880 ° C. for 30 minutes and tempering at 450 ° C. for 60 minutes after hot forging.
[0061]
Steel for evaluation No. 23, no. 31-No. Regarding No. 37, molten steel was melted in a converter, and Si, Mn, and Cr were added when steel was discharged into a ladle. Subsequently, the molten steel in the ladle is subjected to vacuum treatment, degassed and deoxidized, and if necessary, Si, Mn, Cr, S, Ti, Zr, B, V, Nb, Mo are added, A molten steel containing substantially no Al was obtained. Thereafter, a Ni—Mg alloy or a Ni—Mg and Ni—Ca alloy was added to the molten steel present in the ladle. As the addition method, Mg or Ca alloy particles were filled in an iron wire and the whole iron wire was added into the molten steel. Thereafter, Al was added. This molten steel was cast into an ingot having a diameter of 150 mm. The ingot from which the feeder part was cut was heated to 1200 ° C. and hot forged to obtain an evaluation steel having a round bar shape of φ80 mm. Some steels were subjected to normalization at the temperatures and average cooling rates (800 ° C. to 500 ° C.) shown in Tables 2 and 3 after hot forging.
[0062]
The amount of solute N was determined by measuring the total N amount in the steel and the compound type N amount (for example, the N amount of nitride type) for the samples collected from each of the evaluation steels, and obtaining the difference therebetween. The total N amount in the evaluation steel was measured by an inert gas melting thermal conductivity method. The amount of compound type N in the steel for evaluation is the indophenol absorbance of the components extracted from the sample by electrolytic extraction with a solution of “10% acetylacetone + 1% tetraammonium chloride + methanol” and collected with a filter having an aperture of 0.1 μm. Measured by the method.
[0063]
In addition, steel No. 1 for evaluation in Table 1 is used. 1-No. In No. 17, Ti, Zr, B, V, Nb, Mo, Mg, Ca, Cu, Ni, and Bi are not positively added but are mixed as inevitable impurities. In addition, “-” in Tables 1 to 3 means that the element was not detected. In addition, the unit of each element (component) in Tables 1 to 3 is “mass%”.
[0064]
[Table 1]
[Table 2]
[Table 3]
These evaluation steel Nos. 1-No. The following evaluation was performed for 39. The results are shown in Tables 4-6.
[0068]
[Chip disposal]
The steel for evaluation was cut into a length of 80 mm to obtain a work steel, and a cutting test was performed in which two non-through holes with a depth of 15 mm were formed using a gun drill with a diameter of 6.0 mm. Cutting was performed at a speed of 2000 rpm and a feed speed of 0.044 mm / rev while being lubricated with a lubricating oil mist. The chip disposability was evaluated by a chip index (the number of chips per 1 g) calculated from the total number of chips and the total mass. That is, the larger the chip index value, the better the chip disposal.
[0069]
[Anisotropy of mechanical properties]
An evaluation specimen was collected from the evaluation steel according to JIS G0303. The test piece was a No. 3 test piece specified in JIS Z2202. The test piece was cut out in each direction parallel and perpendicular to the forging direction. About these test pieces, the impact test was done at normal temperature according to JISZ2242 using the Charpy impact tester (the Tokyo Hiki machine factory make, Charpy type vertical type). For each steel for evaluation, the ratio of the impact value perpendicular to the forging direction and the impact value parallel to the forging direction (vertical impact value ÷ parallel impact value) was calculated, and the anisotropy of the mechanical properties was calculated. evaluated. In other words, the closer the anisotropy value is to 1, the smaller the anisotropy of mechanical properties, which means better.
[0070]
[Shape and size of sulfide inclusions]
For a part of the steel for evaluation (No. 18 to No. 39), a cross section parallel to the longitudinal direction of forging was cut out, and the cross section was 4 mm × 4 mm using an image analyzer (LUZEXF manufactured by Nireco Corporation). The field of view was observed at 100 times, and the major axis and minor axis of the sulfide inclusions in the field were measured. The measurement was performed by binarizing the observed image. The binarization level is captured in RGB and adjusted to R: 125/180, G: 110/180, B: 120/180, and the gray level can sufficiently distinguish the sulfide inclusions from the matrix depending on the brightness. As I adjusted each time. From the measured images, the number (a) of sulfide inclusions having a major axis of 20 μm or more and the number (b) of sulfide inclusions having a major axis of 5 μm or more were counted to calculate “a / b”.
[0071]
[Table 4]
[Table 5]
[Table 6]
Steel for evaluation No. 1-No. 6, no. 9-No. 14, no. 18-No. 23, no. 31-No. No. 39 is an example that satisfies the requirements of the present invention, and both chip disposal and impact value anisotropy are excellent. Further, the evaluation steel No. 1 in which the a / b value of the sulfide inclusions satisfies the preferable requirements of the present invention. 23, no. 31-No. In 37, the anisotropy of the impact value is particularly small, and the balance between the chip disposal and the impact value anisotropy is very good.
[0075]
In addition, evaluation steel No. 34-No. In No. 36, the amount of Cu and the amount of Ni satisfy the preferable requirements of the present invention. 37-No. In No. 39, the Bi amount satisfies the preferable requirements of the present invention. Therefore, in these steels for evaluation, chip treatability is particularly excellent.
[0076]
On the other hand, evaluation steel No. 7, no. 8, no. 15-No. 17, no. 24-No. 30 is a comparative example that does not satisfy the requirements of the present invention in terms of the following points, and all have poor chip disposal.
[0077]
No. 7, no. Steel for evaluation No. 8 is an example in which the heating temperature (No. 7) or the average cooling rate (No. 8) does not satisfy the requirements of the present invention in the heat treatment step for solid solution of N. Although the total N amount satisfies the requirements of the present invention, this is an example in which the solid solution N amount is below the range of the present invention.
[0078]
No. 15-No. No. 17 steel for evaluation is an example in which the total N amount is small, and accordingly, the solid solution N amount is also small.
[0079]
No. 24-No. Steel No. 30 for evaluation is such that the amount of one or more elements of Ti, Zr, B, V, Nb, Mo, and Cr, which easily form nitrides, exceeds the preferable range of the present invention. This is an example where the amount is below the requirements of the present invention.
[0080]
[Tool life evaluation]
No. corresponding to the embodiment. 2, no. 6, no. 9, no. 23, no. 36, no. For each of the 37 steels for evaluation, a cutting test was conducted in order to investigate the relationship between the life of a tool for cutting the steel and the Al content of the steel. The steel for evaluation selected in this evaluation has a C content of around 0.41%.
[0081]
Specifically, the amount of tool wear during a turning test using a P-type carbide tip was measured. The test conditions were cutting speed: 150 m / min, feed: 0.2 mm, incision: 1.0 mm, and cutting for 20 minutes. Wear amount of tool at that time [flank wear amount (VB), rake face wear Amount (KT)] was measured. The results are shown in Table 7. In Table 7, the “a / b” (only measured), the chip index, and the impact value anisotropy are also shown.
[0082]
[Table 7]
As can be seen from Table 7, all of these steels for evaluation correspond to the examples of the present invention, so that the chip disposal property and the impact value anisotropy are very good. However, no. 2, no. 6, no. In each of the steels for evaluation No. 23, the amount of Al is not controlled to be less than 0.005%, so that the wear amount of the carbide tool after the cutting test of these steels is relatively large. In contrast, no. 9, no. 36, no. In each of the steels for evaluation of 37, the Al amount is controlled to be less than 0.005%, the wear amount of the carbide tool after the cutting test of these steels is small, and the tool life is remarkably improved.
[0084]
As shown in Table 7, the oxide inclusions present in each steel for evaluation used for the tool life evaluation were analyzed by SEM-EDX (scanning electron microscope-energy dispersive X-ray analyzer). No. in which the Al content is not controlled to be less than 0.005%. 2, no. 6, no. For each of the 23 steels for evaluation, Al 2 O Three And Al 2 O Three + SiO 2 It was found that there are many hard oxides mainly composed of. On the other hand, No. in which the Al content is controlled to be less than 0.005%. 9, no. 36, no. In each of the 37 steels for evaluation, the amount of such hard oxides is extremely small. In particular, no. 36 and no. In the steel for evaluation of 37, the amount of solute N and the form of sulfide inclusions were controlled, and Al 2 O Three Reduction of the hard oxide of the system has been achieved, and a machine structural steel having various characteristics at a high level has been obtained.
[0085]
【The invention's effect】
The present invention is configured as described above, and even for Pb-free, by controlling the solid solution N in steel to a specific amount or more, it has a chip processing performance comparable to Pb free-cutting steel. Steel and its manufacturing method could be provided. The steel for machine structure of the present invention is also excellent in mechanical properties, and the balance between the properties and chip disposal is good. Furthermore, in the steel for machine structure of the present invention, by controlling the amount of Al in the steel within a specific range, Al produced in the steel 2 O Three It is possible to suppress the generation of hard oxides of the system, and it is possible to extend the life by suppressing wear of tools used for cutting the steel.
Claims (9)
Ｓｉ：０．０１〜２．５％，
Ｍｎ：０．１〜３％，
Ｓ ：０．０１〜０．２％，
Ｐ ：０．０５％以下（０％を含む），
Ｎ ：０．００４５〜０．０３％を含有し、さらに
Ａｌ：０．０００１〜０．１％、および／または、
Ｃｒ：０．０３〜１．２％
を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなる鋼であって、
前記Ｎのうち、固溶Ｎ量が、鋼全量に対し０．００４５％以上に制御されているものであることを特徴とする切り屑処理性に優れた機械構造用鋼。C: 0.2 to 0.7% (meaning mass%, the same shall apply hereinafter),
Si: 0.01 to 2.5%,
Mn: 0.1 to 3%,
S: 0.01 to 0.2%,
P: 0.05% or less (including 0%),
N: 0.0045 to 0.03%, further Al: 0.0001 to 0.1%, and / or
Cr: 0.03-1.2%
Steel , the balance being Fe and inevitable impurities ,
Among the N, the solid solution N amount is controlled to 0.0045% or more with respect to the total amount of steel.
Ｔｉ：０．０１％以下（０％を含む），
Ｚｒ：０．０１％以下（０％を含む），
Ｂ ：０．０００５％以下（０％を含む），
Ｖ ：０．０１％以下（０％を含む），
Ｎｂ：０．０１％以下（０％を含む），
Ｍｏ：０．０１％以下（０％を含む），
Ａｌ：０．０１％以下（０％を含む），
Ｃｒ：０．２％以下（０％を含む）
に制御されているものである請求項１に記載の機械構造用鋼。further,
Ti: 0.01% or less (including 0%),
Zr: 0.01% or less (including 0%),
B: 0.0005% or less (including 0%),
V: 0.01% or less (including 0%),
Nb: 0.01% or less (including 0%),
Mo: 0.01% or less (including 0%),
Al: 0.01% or less (including 0%),
Cr: 0.2% or less (including 0%)
The steel for machine structure according to claim 1, which is controlled by the above.
ａ／ｂ≦０．２５
を満足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鋼。Of the sulfide inclusions observed in steel, when the number of sulfide inclusions having a major axis of 20 μm or more is a and the number of sulfide inclusions having a major axis of 5 μm or more is b,
a / b ≦ 0.25
The steel for machine structure according to any one of claims 1 to 5, which satisfies the following.
Ｎの固溶化を伴う１０５０℃以上の加熱と、その後、８００℃から５００℃までの平均冷却速度を０．８℃／秒以上とする冷却を備えた熱処理工程を含むことを特徴とする切り屑処理性に優れた機械構造用鋼の製造方法。In manufacturing the machine structural steel according to any one of claims 1 to 7,
A chip comprising a heat treatment step including heating at 1050 ° C. or more accompanied by solid solution of N, and then cooling at an average cooling rate from 800 ° C. to 500 ° C. at 0.8 ° C./second or more. A method for manufacturing steel for machine structures with excellent processability.
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