JPWO2008130054A1 - 被削性と衝撃値に優れた熱間加工鋼材 - Google Patents
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Abstract
本発明は、被削性と衝撃値に優れた熱間加工鋼材を提供するもので、質量％で、Ｃ：０．０６〜０．８５％、Ｓｉ：０．０１〜１．５％、Ｍｎ：０．０５〜２．０％、Ｐ：０．００５〜０．２％、Ｓ：０．００１〜０．３５％、Ａｌ：０．０６〜１．０％、Ｎ：０．０１６％以下を含有し、Ａｌ×Ｎ×１０５≦９６を満足し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、円相当径が２００ｎｍを超えるＡｌＮの合計体積が、全ＡｌＮの総体積の２０％以下であることを特徴とする熱間加工鋼材。
Description
本発明は、切削加工が施される熱間圧延鋼材および熱間鍛造鋼材（両者、総称して熱間加工鋼材）に関し、被削性と衝撃値に優れた熱間加工鋼材に関する。
近年、鋼の高強度化が進んでいるが、その反面、加工性が低下するという問題が生じている。このため、強度を保持しつつ切削能率を低下させない鋼に対するニーズが高まっている。従来、鋼の被削性を向上させるためには、Ｓ，Ｐｂ及びＢｉ等の被削性向上元素を添加するのが有効であることが知られている。しかしながら、Ｐｂ及びＢｉは被削性を向上し、鍛造への影響も比較的少ないとされているが、衝撃特性等の強度特性を低減させることが知られている。
また、近時、Ｐｂを環境負荷として使用を避ける傾向があり、その使用量を低減する方向にある。更に、Ｓは、ＭｎＳのような切削環境下で軟質となる介在物を形成して被削性を向上させるが、ＭｎＳの寸法はＰｂ等の粒子に比べて大きく、応力集中元となりやすい。特に、鍛造及び圧延により伸延すると、ＭｎＳにより異方性が生じ、例えば、衝撃特性など鋼の特定の方向が極端に弱くなる。また、鋼を設計する上でもそのような異方性を考慮する必要が生じる。従って、Ｓを添加する場合は、その異方性を低減化する技術が必要になる。
上述したように、被削性向上に有効な元素を添加しても、衝撃特性が低下するため、強度特性と被削性との両立は困難である。このため、鋼の被削性と強度特性とを両立化するには、更なる技術革新が必要である。
そこで、従来、例えば、固溶Ｖ、固溶Ｎｂ及び固溶Ａｌから選択される１種以上を合計で０．００５質量％以上含有させると共に、固溶Ｎを０．００１％以上含有させることで、切削中に切削熱により生成した窒化物を工具に付着させて工具保護膜として機能させ、切削工具寿命を延長することができる機械構造用鋼が提案されている。（例えば、特開２００４−１０７７８７号公報参照）。
また、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｓ及びＭｇの含有量を規定すると共に、Ｍｇ含有量とＳ含有量との比を規定し、更に、鋼中の硫化物系介在物のアスペクト比及び個数を最適化することにより、切屑処理性および機械的特性の向上を図った機械構造用鋼も提案されている（例えば、特許第３７０６５６０号公報参照）。この特許第３７０６５６０号公報に記載の機械構造用鋼では、Ｍｇを０．０２％以下（０％を含まない）とすると共に、Ａｌを含有する場合はその含有量を０．１％以下に規制している。
また、近時、Ｐｂを環境負荷として使用を避ける傾向があり、その使用量を低減する方向にある。更に、Ｓは、ＭｎＳのような切削環境下で軟質となる介在物を形成して被削性を向上させるが、ＭｎＳの寸法はＰｂ等の粒子に比べて大きく、応力集中元となりやすい。特に、鍛造及び圧延により伸延すると、ＭｎＳにより異方性が生じ、例えば、衝撃特性など鋼の特定の方向が極端に弱くなる。また、鋼を設計する上でもそのような異方性を考慮する必要が生じる。従って、Ｓを添加する場合は、その異方性を低減化する技術が必要になる。
上述したように、被削性向上に有効な元素を添加しても、衝撃特性が低下するため、強度特性と被削性との両立は困難である。このため、鋼の被削性と強度特性とを両立化するには、更なる技術革新が必要である。
そこで、従来、例えば、固溶Ｖ、固溶Ｎｂ及び固溶Ａｌから選択される１種以上を合計で０．００５質量％以上含有させると共に、固溶Ｎを０．００１％以上含有させることで、切削中に切削熱により生成した窒化物を工具に付着させて工具保護膜として機能させ、切削工具寿命を延長することができる機械構造用鋼が提案されている。（例えば、特開２００４−１０７７８７号公報参照）。
また、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｓ及びＭｇの含有量を規定すると共に、Ｍｇ含有量とＳ含有量との比を規定し、更に、鋼中の硫化物系介在物のアスペクト比及び個数を最適化することにより、切屑処理性および機械的特性の向上を図った機械構造用鋼も提案されている（例えば、特許第３７０６５６０号公報参照）。この特許第３７０６５６０号公報に記載の機械構造用鋼では、Ｍｇを０．０２％以下（０％を含まない）とすると共に、Ａｌを含有する場合はその含有量を０．１％以下に規制している。
しかしながら、前述した従来の技術には、以下に示す問題点がある。即ち、特開２００４−１０７７８７号公報に記載の鋼は、切削による発熱量がある程度以上ないと、上述した現象が起こらないと推定される。このため、効果を発揮させる切削速度がある程度の高速切削に限定され、通常の速度域での効果が期待できないという問題点がある。また、特許第３７０６５６０号公報に記載の鋼では、強度特性については何ら配慮されていない。更に、特許第３７０６５６０号公報に記載の鋼は、切削工具寿命及び衝撃特性については、何ら配慮されていないため、十分な強度特性が得られないという問題点がある。
本発明は、上述した問題点に鑑みて創案されたものであり、幅広い切削速度領域において良好な被削性と優れた衝撃値を有する熱間加工鋼材を提供することを目的とする。
本発明者らは、Ａｌを適量添加し、かつＮ量を制限し、さらに、粗大ＡｌＮの存在率を制限すれば、良好な被削性と衝撃値を有する鋼材が得られることを知見し、本発明を完成した。
本発明に係る被削性と衝撃値に優れた熱間加工鋼材は、化学成分が、質量％で、
Ｃ：０．０６〜０．８５％、
Ｓｉ：０．０１〜１．５％、
Ｍｎ：０．０５〜２．０％、
Ｐ：０．００５〜０．２％、
Ｓ：０．００１〜０．３５％、
Ａｌ：０．０６〜１．０％
Ｎ：０．０１６％以下
を含有し、
Ａｌ×Ｎ×１０５≦９６を満足し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、円相当径が２００ｎｍを超えるＡｌＮの合計体積が、全ＡｌＮの総体積の２０％以下であることを特徴とする。
また、この熱間加工鋼材は、更に、質量％で、Ｃａ：０．０００３〜０．００１５％を含有していてもよい。
更にまた、質量％で、Ｔｉ：０．００１〜０．１％、Ｎｂ：０．００５〜０．２％、Ｗ：０．０１〜１．０％、Ｖ：０．０１％〜１．０％からなる群から選択された１種又は２種以上を含有していてもよい。
更に、質量％で、Ｍｇ：０．０００１〜０．００４０％、Ｚｒ：０．０００３〜０．０１％、Ｒｅｍ：０．０００１〜０．０１５％からなる群から選択された１種又は２種以上を含有していてもよい。
更にまた、質量％で、Ｓｂ：０．０００５％以上０．０１５０％未満、Ｓｎ：０．００５〜２．０％、Ｚｎ：０．０００５〜０．５％、Ｂ：０．０００５〜０．０１５％、Ｔｅ：０．０００３〜０．２％、Ｂｉ：０．００５〜０．５％、Ｐｂ：０．００５〜０．５％からなる群から選択された１種又は２種以上を含有していてもよい。
更に、質量％で、Ｃｒ：０．０１〜２．０％、Ｍｏ：０．０１〜１．０％からなる群から選択された１種又は２種を含有していてもよい。
更にまた、質量％で、Ｎｉ：０．０５〜２．０％、Ｃｕ：０．０１〜２．０％からなる群から選択された１種又は２種を含有していてもよい。
本発明は、上述した問題点に鑑みて創案されたものであり、幅広い切削速度領域において良好な被削性と優れた衝撃値を有する熱間加工鋼材を提供することを目的とする。
本発明者らは、Ａｌを適量添加し、かつＮ量を制限し、さらに、粗大ＡｌＮの存在率を制限すれば、良好な被削性と衝撃値を有する鋼材が得られることを知見し、本発明を完成した。
本発明に係る被削性と衝撃値に優れた熱間加工鋼材は、化学成分が、質量％で、
Ｃ：０．０６〜０．８５％、
Ｓｉ：０．０１〜１．５％、
Ｍｎ：０．０５〜２．０％、
Ｐ：０．００５〜０．２％、
Ｓ：０．００１〜０．３５％、
Ａｌ：０．０６〜１．０％
Ｎ：０．０１６％以下
を含有し、
Ａｌ×Ｎ×１０５≦９６を満足し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、円相当径が２００ｎｍを超えるＡｌＮの合計体積が、全ＡｌＮの総体積の２０％以下であることを特徴とする。
また、この熱間加工鋼材は、更に、質量％で、Ｃａ：０．０００３〜０．００１５％を含有していてもよい。
更にまた、質量％で、Ｔｉ：０．００１〜０．１％、Ｎｂ：０．００５〜０．２％、Ｗ：０．０１〜１．０％、Ｖ：０．０１％〜１．０％からなる群から選択された１種又は２種以上を含有していてもよい。
更に、質量％で、Ｍｇ：０．０００１〜０．００４０％、Ｚｒ：０．０００３〜０．０１％、Ｒｅｍ：０．０００１〜０．０１５％からなる群から選択された１種又は２種以上を含有していてもよい。
更にまた、質量％で、Ｓｂ：０．０００５％以上０．０１５０％未満、Ｓｎ：０．００５〜２．０％、Ｚｎ：０．０００５〜０．５％、Ｂ：０．０００５〜０．０１５％、Ｔｅ：０．０００３〜０．２％、Ｂｉ：０．００５〜０．５％、Ｐｂ：０．００５〜０．５％からなる群から選択された１種又は２種以上を含有していてもよい。
更に、質量％で、Ｃｒ：０．０１〜２．０％、Ｍｏ：０．０１〜１．０％からなる群から選択された１種又は２種を含有していてもよい。
更にまた、質量％で、Ｎｉ：０．０５〜２．０％、Ｃｕ：０．０１〜２．０％からなる群から選択された１種又は２種を含有していてもよい。
図１は、実施例１のシャルピー衝撃試験用試験片の切出し部位を説明する図である。
図２は、実施例２のシャルピー衝撃試験用試験片の切出し部位を説明する図である。
図３は、実施例３〜７のシャルピー衝撃試験用試験片の切出し部位を説明する図である。
図４は、実施例１における衝撃値と被削性との関係を示す図である。
図５は、実施例２における衝撃値と被削性との関係を示す図である。
図６は、実施例３における衝撃値と被削性との関係を示す図である。
図７は、実施例４における衝撃値と被削性との関係を示す図である。
図８は、実施例５における衝撃値と被削性との関係を示す図である。
図９は、実施例６における衝撃値と被削性との関係を示す図である。
図１０は、実施例７における衝撃値と被削性との関係を示す図である。
図１１は、鋼材中のＡｌとＮの含有量の積と円相当径が２００ｎｍを超えるＡｌＮの発生状況との関係を示す図である。
図２は、実施例２のシャルピー衝撃試験用試験片の切出し部位を説明する図である。
図３は、実施例３〜７のシャルピー衝撃試験用試験片の切出し部位を説明する図である。
図４は、実施例１における衝撃値と被削性との関係を示す図である。
図５は、実施例２における衝撃値と被削性との関係を示す図である。
図６は、実施例３における衝撃値と被削性との関係を示す図である。
図７は、実施例４における衝撃値と被削性との関係を示す図である。
図８は、実施例５における衝撃値と被削性との関係を示す図である。
図９は、実施例６における衝撃値と被削性との関係を示す図である。
図１０は、実施例７における衝撃値と被削性との関係を示す図である。
図１１は、鋼材中のＡｌとＮの含有量の積と円相当径が２００ｎｍを超えるＡｌＮの発生状況との関係を示す図である。
以下、本発明を実施するための最良の形態について、詳細に説明する。
本発明に係る被削性と衝撃値に優れた熱間加工鋼材においては、上述した課題を解決するため、鋼の化学成分組成におけるＡｌおよびＮの添加量を、Ａｌ：０．０６〜１．０％、Ｎ：０．０１６％以下の範囲内に調整し、円相当径が２００ｎｍを超えるＡｌＮの合計体積を、全ＡｌＮの総体積の２０％以下に調整する。
これにより、マトリクス脆化効果を有する固溶Ａｌ量を適量確保することで、被削性を改善し、従来の快削性元素であるＳ、Ｐｂとは異なり衝撃特性を低下させずに被削性改善効果を得るものである。
円相当径が２００ｎｍを超えるＡｌＮの合計体積が、全ＡｌＮの総体積の２０％を超えて存在する場合には、粗大なＡｌＮによる切削工具の機械摩耗が顕著となり被削性改善効果がみられない。
先ず、本発明の熱間加工鋼材における各化学成分の含有量（質量％）について説明する。
Ｃ：０．０６〜０．８５％
Ｃは、鋼材の基本強度に大きな影響を及ぼす元素である。しかしながら、Ｃ含有量が０．０６％未満の場合、十分な強度を得られず、他の合金元素をさらに多量に投入せざるを得なくなる。一方、Ｃ含有量が０．８５％を超えると、過共析に近くなり、硬質の炭化物を多く析出するため、被削性が著しく低下する。よって、本発明においては、十分な強度を得るため、Ｃ含有量は０．０６〜０．８５％とする。
Ｓｉ：０．０１〜１．５％
Ｓｉは、一般に脱酸元素として添加されているが、フェライトの強化及び焼戻し軟化抵抗を付与する効果もある。しかしながら、Ｓｉ含有量が０．０１％未満の場合、十分な脱酸効果が得られない。一方、Ｓｉ含有量が１．５％を超えると、脆化等の材料特性が低下し、更には被削性も劣化する。よってＳｉ含有量は０．０１〜１．５％とする。
Ｍｎ：０．０５〜２．０％
Ｍｎは、鋼中ＳをＭｎＳとして固定・分散させると共に、マトリックスに固溶させて焼入れ性の向上や焼入れ後の強度を確保するために必要な元素である。しかしながら、Ｍｎ含有量が０．０５％未満であると、鋼中のＳがＦｅと結合してＦｅＳとなり、鋼が脆くなる。一方、Ｍｎ含有量が増えると、具体的には、Ｍｎ含有量が２．０％を超えると、素地の硬さが大きくなり冷間加工性が低下すると共に、強度や焼入れ性に及ぼす影響も飽和する。よって、Ｍｎ含有量は０．０５％〜２．０％とする。
Ｐ：０．００５〜０．２％
Ｐは、被削性を良好にする効果があるが、Ｐ含有量が０．００５％未満の場合、その効果が得られない。また、Ｐ含有量が増えると、具体的には、Ｐ含有量が０．２％を超えると、鋼中において素地の硬さが大きくなり、冷間加工性だけでなく、熱間加工性及び鋳造特性も低下する。よってＰ含有量は０．００５〜０．２％とする。
Ｓ：０．００１〜０．３５％
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効果があるが、その効果を顕著に得るためには、Ｓを０．００１％以上添加する必要がある。一方、Ｓ含有量が０．３５％を超えると、その効果は飽和する一方、強度低下を著しく促進する。よって、Ｓ添加により被削性向上を図る場合は、Ｓ含有量を０．００１〜０．３５％とする。
Ａｌ：０．０６〜１．０％
Ａｌは、酸化物を形成する以外に、整粒化に有効な微細なＡｌＮを析出させ、更には固溶Ａｌとなり被削性を向上させる効果がある。この被削性に有効な固溶Ａｌを十分に生成するためには、０．０６％以上を添加する必要がある。Ａｌ量が１．０％を超えると、熱処理特性を大きく変えると共に、材料硬さを増加し被削性が低下し始める。よって、Ａｌ含有量は０．０６％以上１．０％以下とする。好ましい下限は、０．１％超である。
Ｎ：０．０１６％以下
ＮはＡｌ等の窒化物生成元素と結合して窒化物として、あるいは固溶Ｎとして存在する。ただし０．０１６を超えると窒化物を粗大化させたり、固溶Ｎを高めて被削性を劣化させるのに加え、圧延時に疵等の問題を生ずるため上限を０．０１６％とする。好ましい上限は、０．０１０％である。
また、本発明の熱間加工鋼材においては、上記各成分に加えて、Ｃａを含有していても良い。
Ｃａ：０．０００３〜０．００１５％
Ｃａは、脱酸元素であり、酸化物を生成する。全Ａｌ含有量が０．０５超〜０．３％の本発明の熱間加工鋼材では、カルシウムアルミネート（ＣａＯＡｌ２Ｏ３）が形成するが、このＣａＯＡｌ２Ｏ３は、Ａｌ２Ｏ３に比べて低融点酸化物であるため、高速切削時に工具保護膜となり、被削性を向上する。しかしながら、Ｃａ含有量が０．０００３％未満の場合、この被削性向上効果が得られず、また、Ｃａ含有量が０．００１５％を超えると、鋼中にＣａＳが生成し、却って被削性を低下する。よって、Ｃａを添加する場合は、その含有量を０．０００３〜０．００１５％とする。
更に、本発明の熱間加工鋼材においては、炭窒化物を形成させ、高強度化が必要な場合には、上記各成分に加えて、Ｔｉ：０．００１〜０．１％、Ｎｂ：０．００５〜０．２％、Ｗ：０．０１〜１．０％、Ｖ：０．０１〜１．０％からなる群から選択された１種又は２種以上の元素を含有してもよい。
Ｔｉ：０．００１〜０．１％
Ｔｉは炭窒化物を形成し、オーステナイト粒の成長の抑制や強化に寄与する元素であり、高強度化が必要な鋼、及び低歪を要求される鋼には、粗大粒防止のための整粒化元素として使用される。また、Ｔｉは脱酸元素でもあり、軟質酸化物を形成させることにより、被削性を向上させる効果もある。しかしながら、Ｔｉ含有量が０．００１未満の場合、その効果が認められず、また、Ｔｉ含有量が０．１％を超えると、熱間割れの原因となる未固溶の粗大な炭窒化物を析出し、却って機械的性質が損なわれる。よってＴｉを添加する場合は、その含有量を０．００１〜０．１％とする。
Ｎｂ：０．００５〜０．２％
Ｎｂも炭窒化物を形成し、二次析出硬化による鋼の強化、オーステナイト粒の成長を抑制及び強化に寄与する元素であり、高強度化が必要な鋼及び低歪を要求される鋼には、粗大粒防止のための整粒化元素として使用される。しかしながら、Ｎｂ含有量が０．００５％未満の場合、高強度化の効果は得られず、また、０．２％を超えてＮｂを添加すると、熱間割れの原因となる未固溶の粗大な炭窒化物を析出し、却って機械的性質が損なわれる。よってＮｂを添加する場合は、その含有量を０．００５〜０．２％とする。
Ｗ：０．０１〜１．０％
Ｗも炭窒化物を形成し、二次析出硬化により鋼を強化することができる元素である。しかしながら、Ｗ含有量が０．０１％未満の場合、高強度化の効果は得られず、また、１．０％を超えてＷを添加すると、熱間割れの原因となる未固溶の粗大な炭窒化物を析出し、却って機械的性質が損なわれる。よって、Ｗを添加する場合は、その含有量を０．０１〜１．０％とする。
Ｖ：０．０１〜１．０％
Ｖも炭窒化物を形成し、二次析出硬化により鋼を強化することができる元素であり、高強度化が必要な鋼には適宜添加される。しかしながら、Ｖ含有量が０．０１％未満の場合、高強度化の効果は得られず、また、１．０％を超えてＶを添加すると、熱間割れの原因となる未固溶の粗大な炭窒化物を析出し、却って機械的性質が損なわれる。よって、Ｖを添加する場合は、その含有量を０．０１％〜１．０％とする。
更にまた、本発明の熱間圧延鋼材および熱間鍛造用鋼において、脱酸調整により硫化物形態制御を行なう場合には、上記各成分に加えて、Ｍｇ：０．０００１〜０．００４０％、Ｚｒ：０．０００３〜０．０１％及びＲｅｍ：０．０００１〜０．０１５％からなる群から選択された１種又は２種以上の元素を添加することもできる。
Ｍｇ：０．０００１〜０．００４０％
Ｍｇは脱酸元素であり、鋼中で酸化物を生成する。そして、Ａｌ脱酸前提の場合には、被削性に有害なＡｌ２Ｏ３を、比較的軟質で微細に分散するＭｇＯ又はＡｌ２Ｏ３・ＭｇＯに改質する。また、その酸化物はＭｎＳの核となりやすく、ＭｎＳを微細分散させる効果もある。しかしながら、Ｍｇ含有量が０．０００１％未満では、これらの効果が認められない。また、Ｍｇは、ＭｎＳとの複合硫化物を生成して、ＭｎＳを球状化するが、Ｍｇを過剰に添加すると、具体的には、Ｍｇ含有量が０．００４０％を超えると、単独のＭｇＳ生成を促進して被削性を劣化させる。よって、Ｍｇを添加する場合は、その含有量を０．０００１〜０．００４０％とする。
Ｚｒ：０．０００３〜０．０１％
Ｚｒは脱酸元素であり、鋼中で酸化物を生成する。その酸化物はＺｒＯ２と考えられているが、このＺｒＯ２がＭｎＳの析出核となるため、ＭｎＳの析出サイトを増やし、ＭｎＳを均一分散させる効果がある。また、Ｚｒは、ＭｎＳに固溶して複合硫化物を生成し、その変形能を低下させ、圧延及び熱間鍛造時にＭｎＳ形状の伸延を抑制する働きもある。このように、Ｚｒは異方性の低減に有効な元素である。しかしながら、Ｚｒ含有量が０．０００３％未満の場合、これらについて顕著な効果は得られない。一方、０．０１％を超えてＺｒを添加しても、歩留まりが極端に悪くなるばかりでなく、ＺｒＯ２およびＺｒＳ等の硬質な化合物が大量に生成し、却って被削性、衝撃値及び疲労特性等の機械的性質が低下する。よって、Ｚｒを添加する場合は、その含有量を０．０００３〜０．０１％とする。
Ｒｅｍ：０．０００１〜０．０１５％
Ｒｅｍ（希土類元素）は脱酸元素であり、低融点酸化物を生成し、鋳造時ノズル詰りを抑制するだけでなく、ＭｎＳに固溶又は結合し、その変形能を低下させて、圧延及び熱間鍛造時にＭｎＳ形状の伸延を抑制する働きもある。このように、Ｒｅｍは異方性の低減に有効な元素である。しかしながら、Ｒｅｍ含有量が総量で０．０００１％未満の場合、その効果は顕著ではなく、また、Ｒｅｍを０．０１５％を超えて添加すると、Ｒｅｍの硫化物を大量に生成し、被削性が悪化する。よって、Ｒｅｍを添加する場合は、その含有量を０．０００１〜０．０１５％とする。
更にまた、本発明の熱間加工鋼材において、被削性を向上させる場合には、上記各成分に加えて、Ｓｂ：０．０００５％以上０．０１５０％未満、Ｓｎ：０．００５〜２．０％、Ｚｎ：０．０００５〜０．５％、Ｂ：０．０００５〜０．０１５％、Ｔｅ：０．０００３〜０．２％、Ｂｉ：０．００５〜０．５％及びＰｂ：０．００５〜０．５％からなる群から選択された１種又は２種以上の元素を添加することができる。
Ｓｂ：０．０００５％以上０．０１５０％未満
Ｓｂはフェライトを適度に脆化し被削性を向上させる。その効果は特に固溶Ａｌ量が多い場合に顕著であり、Ｓｂ含有量が０．０００５％未満では認められない。またＳｂ含有量が増えると、具体的には０．０１５０％を超えると、Ｓｂのマクロ偏析が過多となり衝撃値を大きく低下する。よってＳｂ含有量は０．０００５％以上０．０１５０％未満とする。
Ｓｎ：０．００５〜２．０％
Ｓｎは、フェライトを脆化させて工具寿命を延ばすと共に、表面粗さを向上させる効果がある。しかしながら、Ｓｎ含有量が０．００５％未満の場合、その効果は認められず、また、２．０％を超えてＳｎを添加しても、その効果は飽和する。よって、Ｓｎを添加する場合は、その含有量を０．００５〜２．０％とする。
Ｚｎ：０．０００５〜０．５％
Ｚｎはフェライトを脆化させて工具寿命を延ばすと共に、表面粗さを向上させる効果がある。しかしながら、Ｚｎ含有量が０．０００５％未満の場合、その効果は認められず、また、０．５％を超えてＺｎを添加しても、その効果は飽和する。よって、Ｚｎを添加する場合は、その含有量を０．０００５〜０．５％とする。
Ｂ：０．０００５〜０．０１５％
Ｂは、固溶している場合は粒界強化及び焼入れ性に効果があり、析出する場合にはＢＮとして析出するため被削性の向上に効果がある。これらの効果は、Ｂ含有量が０．０００５％未満では顕著ではない。一方、０．０１５％を超えてＢを添加してもその効果が飽和すると共に、ＢＮが多く析出しすぎるため、却って鋼の機械的性質が損なわれる。よって、Ｂを添加する場合は、その含有量を０．０００５〜０．０１５％とする。
Ｔｅ：０．０００３〜０．２％
Ｔｅは被削性向上元素である。また、ＭｎＴｅを生成したり、ＭｎＳと共存することでＭｎＳの変形能を低下させ、ＭｎＳ形状の伸延を抑制する働きがある。このように、Ｔｅは異方性の低減に有効な元素である。しかしながら、Ｔｅ含有量が０．０００３％未満の場合、これらの効果は認められず、また、Ｔｅ含有量が０．２％を超えると、その効果が飽和するだけでなく、熱間延性が低下して疵の原因になりやすい。よって、Ｔｅを添加する場合は、その含有量を０．０００３〜０．２％とする。
Ｂｉ：０．００５〜０．５％
Ｂｉは、被削性向上元素である。しかしながら、Ｂｉ含有量が０．００５％未満の場合、その効果が得られず、また、０．５％を超えてＢｉを添加しても、被削性向上効果が飽和するだけでなく、熱間延性が低下して疵の原因となりやすい。よって、Ｂｉを添加する場合は、その含有量を０．００５％〜０．５％とする。
Ｐｂ：０．００５〜０．５％
Ｐｂは、被削性向上元素である。しかしながら、Ｐｂ含有量が０．００５％未満の場合、その効果が認められず、また、０．５％を超えてＰｂを添加しても、被削性向上効果が飽和するだけでなく、熱間延性が低下して疵の原因となりやすい。よって、Ｐｂを添加する場合は、その含有量を０．００５〜０．５％とする。
更にまた、本発明の熱間圧延鋼材および熱間鍛造用鋼においては、焼入れ性の向上や焼戻し軟化抵抗を向上させ、鋼材に強度付与を行なう場合には、上記成分に加えて、Ｃｒ：０．０１〜２．０％、Ｍｏ：０．０５〜１．０％の１種又は２種を添加してもよい。
Ｃｒ：０．０１〜２．０％
Ｃｒは、焼入れ性を向上すると共に、焼戻し軟化抵抗を付与する元素であり、高強度化が必要な鋼には添加される。しかしながら、Ｃｒ含有量が０．０１％未満の場合には、これらの効果が得られず、また、Ｃｒを多量に添加すると、具体的には、Ｃｒ含有量が２．０％を超えると、Ｃｒ炭化物が生成して鋼が脆化する。よって、Ｃｒを添加する場合は、その含有量を０．０１〜２．０％とする。
Ｍｏ：０．０１〜１．０％
Ｍｏは、焼戻し軟化抵抗を付与すると共に、焼入れ性を向上させる元素であり、高強度化が必要な鋼には添加される。しかしながら、Ｍｏ含有量が０．０１％未満の場合、これらの効果が得られず、また、１．０％を超えてＭｏを添加しても、その効果は飽和する。よって、Ｍｏを添加する場合は、その含有量を０．０１〜１．０％とする。
更にまた、本発明の機械構造用鋼において、フェライトを強化させる場合には、上記各成分に加えて、Ｎｉ：０．０５〜２．０％、Ｃｕ：０．０１〜２．０％の１種又は２種を添加することができる。
Ｎｉ：０．０５〜２．０％
Ｎｉはフェライトを強化し、延性を向上させると共に、焼入れ性向上及び耐食性向上にも有効な元素である。しかしながら、Ｎｉ含有量が０．０５％未満の場合、その効果は認められず、また、２．０％を超えてＮｉを添加しても、機械的性質の点では効果が飽和し、被削性が低下する。よって、Ｎｉを添加する場合は、その含有量を０．０５〜２．０％とする。
Ｃｕ：０．０１〜２．０％
Ｃｕは、フェライトを強化すると共に、焼入れ性向上及び耐食性向上にも有効な元素である。しかしながら、Ｃｕ含有量が０．０１％未満の場合、その効果は認められず、また、２．０％を超えてＣｕを添加しても、機械的性質の点では効果が飽和する。よってＣｕを添加する場合は、その含有量を０．０１〜２．０％とする。なお、Ｃｕは、特に熱間延性を低下させ、圧延時の疵の原因となりやすいため、Ｎｉと同時に添加することが好ましい。
次に、円相当径が２００ｎｍを超えるＡｌＮの合計体積を、全ＡｌＮの総体積の２０％以下とする理由について説明する。
円相当径が２００ｎｍを超えるＡｌＮの合計体積が全ＡｌＮ総体積の２０％を超えて存在する場合には、粗大なＡｌＮによる切削工具の機械摩耗が顕著となり固溶Ａｌ確保による被削性改善効果がみられないため、円相当径が２００ｎｍを超えるＡｌＮの合計体積を、全ＡｌＮの総体積の２０％以下とする。好ましくは１５％以下、より好ましくは１０％以下である。
このＡｌＮの体積比率は、例えば、透過型電子顕微鏡のレプリカ法により、倍率４００００相当のつなぎ写真により、１０００μｍ２の視野をランダムに１０ｎｍ以上のＡｌＮを対象として２０視野以上観察し、円相当径が２００ｎｍを超えるＡｌＮの合計体積と全ＡｌＮの総体積とを求め、［（円相当径が２００ｎｍを超えるＡｌＮの合計体積／全ＡｌＮの総体積）×１００］により求められる。
円相当径が２００ｎｍを超えるＡｌＮの合計体積を、全ＡｌＮの総体積率の２０％以下にするには、ＡｌＮが十分に溶体化し、溶け残りが十分に少なくなるように、熱間圧延前または熱間鍛造前の加熱温度を調整する必要がある。
本発明者らは、ＡｌＮの溶け残りが、鋼材のＡｌとＮの含有量の積と熱間加工前の加熱温度に関連すると考え、以下の実験を行った。
化学成分を、Ｃ：０．４４〜０．４６％、Ｓｉ：０．２３〜０．２６％、Ｍｎ：０．７８〜０．８２％、Ｐ：０．０１３〜０．０１６％、Ｓ：０．０２〜０．０６％、Ａｌ：０．０６〜０．８％、Ｎ：０．００２０〜０．０２０、残部がＦｅと不可避的不純物とし、ＡｌとＮの積を振った鋼材を１０種溶製後、φ６５に鍛造し、１２１０℃で加熱した後、ＡｌＮの観察調査を行なった。ＡｌＮの観察は透過型電子顕微鏡のレプリカ法により行い、ＡｌＮの体積率は、上記と同様の方法により求めた。
円相当径が２００ｎｍを超えるＡｌＮの合計体積が全ＡｌＮの総体積の２０％以下である場合を○、２０％超である場合を×として判定した。
その結果を図１１に示す。この結果から、下記（１）式を満足し、加熱温度を１２１０℃以上とすることにより、円相当径が２００ｎｍを超える粗大なＡｌＮの全ＡｌＮに対する体積率を２０％以下とすることができることが分かった。
（％Ａｌ）×（％Ｎ）×１０５≦９６ ・・・（１）
ここで、％Ａｌ、％Ｎは、それぞれ、鋼材のＡｌとＮの含有量（質量％）である。
すなわち、（１）式を満足し、加熱温度を１２１０℃以上、好ましくは１２３０℃以上、より好ましくは１２５０℃以上とすることにより、円相当径が２００ｎｍを超えるＡｌＮの合計体積を、全ＡｌＮの総体積の２０％以下、好ましくは１５％以下、より好ましくは１０％以下にすることができる。
上述の如く、本発明の熱間加工鋼材（熱間圧延鋼材および熱間鍛造鋼材）においては、被削性に有効な固溶Ａｌ量を増加しつつ、粗大なＡｌＮの生成を抑制しているため、従来の熱間圧延鋼材や熱間鍛造鋼材に比べて、衝撃特性を損なうことなく被削性を向上させることができる。また、一般的に、衝撃特性の良好な鋼は熱間圧延や熱間鍛造時の割れ発生率も低いことから、本発明鋼は熱間圧延や熱間鍛造時の製造性を確保しつつ、被削性を改善する鋼としても有効である。
本発明に係る被削性と衝撃値に優れた熱間加工鋼材においては、上述した課題を解決するため、鋼の化学成分組成におけるＡｌおよびＮの添加量を、Ａｌ：０．０６〜１．０％、Ｎ：０．０１６％以下の範囲内に調整し、円相当径が２００ｎｍを超えるＡｌＮの合計体積を、全ＡｌＮの総体積の２０％以下に調整する。
これにより、マトリクス脆化効果を有する固溶Ａｌ量を適量確保することで、被削性を改善し、従来の快削性元素であるＳ、Ｐｂとは異なり衝撃特性を低下させずに被削性改善効果を得るものである。
円相当径が２００ｎｍを超えるＡｌＮの合計体積が、全ＡｌＮの総体積の２０％を超えて存在する場合には、粗大なＡｌＮによる切削工具の機械摩耗が顕著となり被削性改善効果がみられない。
先ず、本発明の熱間加工鋼材における各化学成分の含有量（質量％）について説明する。
Ｃ：０．０６〜０．８５％
Ｃは、鋼材の基本強度に大きな影響を及ぼす元素である。しかしながら、Ｃ含有量が０．０６％未満の場合、十分な強度を得られず、他の合金元素をさらに多量に投入せざるを得なくなる。一方、Ｃ含有量が０．８５％を超えると、過共析に近くなり、硬質の炭化物を多く析出するため、被削性が著しく低下する。よって、本発明においては、十分な強度を得るため、Ｃ含有量は０．０６〜０．８５％とする。
Ｓｉ：０．０１〜１．５％
Ｓｉは、一般に脱酸元素として添加されているが、フェライトの強化及び焼戻し軟化抵抗を付与する効果もある。しかしながら、Ｓｉ含有量が０．０１％未満の場合、十分な脱酸効果が得られない。一方、Ｓｉ含有量が１．５％を超えると、脆化等の材料特性が低下し、更には被削性も劣化する。よってＳｉ含有量は０．０１〜１．５％とする。
Ｍｎ：０．０５〜２．０％
Ｍｎは、鋼中ＳをＭｎＳとして固定・分散させると共に、マトリックスに固溶させて焼入れ性の向上や焼入れ後の強度を確保するために必要な元素である。しかしながら、Ｍｎ含有量が０．０５％未満であると、鋼中のＳがＦｅと結合してＦｅＳとなり、鋼が脆くなる。一方、Ｍｎ含有量が増えると、具体的には、Ｍｎ含有量が２．０％を超えると、素地の硬さが大きくなり冷間加工性が低下すると共に、強度や焼入れ性に及ぼす影響も飽和する。よって、Ｍｎ含有量は０．０５％〜２．０％とする。
Ｐ：０．００５〜０．２％
Ｐは、被削性を良好にする効果があるが、Ｐ含有量が０．００５％未満の場合、その効果が得られない。また、Ｐ含有量が増えると、具体的には、Ｐ含有量が０．２％を超えると、鋼中において素地の硬さが大きくなり、冷間加工性だけでなく、熱間加工性及び鋳造特性も低下する。よってＰ含有量は０．００５〜０．２％とする。
Ｓ：０．００１〜０．３５％
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効果があるが、その効果を顕著に得るためには、Ｓを０．００１％以上添加する必要がある。一方、Ｓ含有量が０．３５％を超えると、その効果は飽和する一方、強度低下を著しく促進する。よって、Ｓ添加により被削性向上を図る場合は、Ｓ含有量を０．００１〜０．３５％とする。
Ａｌ：０．０６〜１．０％
Ａｌは、酸化物を形成する以外に、整粒化に有効な微細なＡｌＮを析出させ、更には固溶Ａｌとなり被削性を向上させる効果がある。この被削性に有効な固溶Ａｌを十分に生成するためには、０．０６％以上を添加する必要がある。Ａｌ量が１．０％を超えると、熱処理特性を大きく変えると共に、材料硬さを増加し被削性が低下し始める。よって、Ａｌ含有量は０．０６％以上１．０％以下とする。好ましい下限は、０．１％超である。
Ｎ：０．０１６％以下
ＮはＡｌ等の窒化物生成元素と結合して窒化物として、あるいは固溶Ｎとして存在する。ただし０．０１６を超えると窒化物を粗大化させたり、固溶Ｎを高めて被削性を劣化させるのに加え、圧延時に疵等の問題を生ずるため上限を０．０１６％とする。好ましい上限は、０．０１０％である。
また、本発明の熱間加工鋼材においては、上記各成分に加えて、Ｃａを含有していても良い。
Ｃａ：０．０００３〜０．００１５％
Ｃａは、脱酸元素であり、酸化物を生成する。全Ａｌ含有量が０．０５超〜０．３％の本発明の熱間加工鋼材では、カルシウムアルミネート（ＣａＯＡｌ２Ｏ３）が形成するが、このＣａＯＡｌ２Ｏ３は、Ａｌ２Ｏ３に比べて低融点酸化物であるため、高速切削時に工具保護膜となり、被削性を向上する。しかしながら、Ｃａ含有量が０．０００３％未満の場合、この被削性向上効果が得られず、また、Ｃａ含有量が０．００１５％を超えると、鋼中にＣａＳが生成し、却って被削性を低下する。よって、Ｃａを添加する場合は、その含有量を０．０００３〜０．００１５％とする。
更に、本発明の熱間加工鋼材においては、炭窒化物を形成させ、高強度化が必要な場合には、上記各成分に加えて、Ｔｉ：０．００１〜０．１％、Ｎｂ：０．００５〜０．２％、Ｗ：０．０１〜１．０％、Ｖ：０．０１〜１．０％からなる群から選択された１種又は２種以上の元素を含有してもよい。
Ｔｉ：０．００１〜０．１％
Ｔｉは炭窒化物を形成し、オーステナイト粒の成長の抑制や強化に寄与する元素であり、高強度化が必要な鋼、及び低歪を要求される鋼には、粗大粒防止のための整粒化元素として使用される。また、Ｔｉは脱酸元素でもあり、軟質酸化物を形成させることにより、被削性を向上させる効果もある。しかしながら、Ｔｉ含有量が０．００１未満の場合、その効果が認められず、また、Ｔｉ含有量が０．１％を超えると、熱間割れの原因となる未固溶の粗大な炭窒化物を析出し、却って機械的性質が損なわれる。よってＴｉを添加する場合は、その含有量を０．００１〜０．１％とする。
Ｎｂ：０．００５〜０．２％
Ｎｂも炭窒化物を形成し、二次析出硬化による鋼の強化、オーステナイト粒の成長を抑制及び強化に寄与する元素であり、高強度化が必要な鋼及び低歪を要求される鋼には、粗大粒防止のための整粒化元素として使用される。しかしながら、Ｎｂ含有量が０．００５％未満の場合、高強度化の効果は得られず、また、０．２％を超えてＮｂを添加すると、熱間割れの原因となる未固溶の粗大な炭窒化物を析出し、却って機械的性質が損なわれる。よってＮｂを添加する場合は、その含有量を０．００５〜０．２％とする。
Ｗ：０．０１〜１．０％
Ｗも炭窒化物を形成し、二次析出硬化により鋼を強化することができる元素である。しかしながら、Ｗ含有量が０．０１％未満の場合、高強度化の効果は得られず、また、１．０％を超えてＷを添加すると、熱間割れの原因となる未固溶の粗大な炭窒化物を析出し、却って機械的性質が損なわれる。よって、Ｗを添加する場合は、その含有量を０．０１〜１．０％とする。
Ｖ：０．０１〜１．０％
Ｖも炭窒化物を形成し、二次析出硬化により鋼を強化することができる元素であり、高強度化が必要な鋼には適宜添加される。しかしながら、Ｖ含有量が０．０１％未満の場合、高強度化の効果は得られず、また、１．０％を超えてＶを添加すると、熱間割れの原因となる未固溶の粗大な炭窒化物を析出し、却って機械的性質が損なわれる。よって、Ｖを添加する場合は、その含有量を０．０１％〜１．０％とする。
更にまた、本発明の熱間圧延鋼材および熱間鍛造用鋼において、脱酸調整により硫化物形態制御を行なう場合には、上記各成分に加えて、Ｍｇ：０．０００１〜０．００４０％、Ｚｒ：０．０００３〜０．０１％及びＲｅｍ：０．０００１〜０．０１５％からなる群から選択された１種又は２種以上の元素を添加することもできる。
Ｍｇ：０．０００１〜０．００４０％
Ｍｇは脱酸元素であり、鋼中で酸化物を生成する。そして、Ａｌ脱酸前提の場合には、被削性に有害なＡｌ２Ｏ３を、比較的軟質で微細に分散するＭｇＯ又はＡｌ２Ｏ３・ＭｇＯに改質する。また、その酸化物はＭｎＳの核となりやすく、ＭｎＳを微細分散させる効果もある。しかしながら、Ｍｇ含有量が０．０００１％未満では、これらの効果が認められない。また、Ｍｇは、ＭｎＳとの複合硫化物を生成して、ＭｎＳを球状化するが、Ｍｇを過剰に添加すると、具体的には、Ｍｇ含有量が０．００４０％を超えると、単独のＭｇＳ生成を促進して被削性を劣化させる。よって、Ｍｇを添加する場合は、その含有量を０．０００１〜０．００４０％とする。
Ｚｒ：０．０００３〜０．０１％
Ｚｒは脱酸元素であり、鋼中で酸化物を生成する。その酸化物はＺｒＯ２と考えられているが、このＺｒＯ２がＭｎＳの析出核となるため、ＭｎＳの析出サイトを増やし、ＭｎＳを均一分散させる効果がある。また、Ｚｒは、ＭｎＳに固溶して複合硫化物を生成し、その変形能を低下させ、圧延及び熱間鍛造時にＭｎＳ形状の伸延を抑制する働きもある。このように、Ｚｒは異方性の低減に有効な元素である。しかしながら、Ｚｒ含有量が０．０００３％未満の場合、これらについて顕著な効果は得られない。一方、０．０１％を超えてＺｒを添加しても、歩留まりが極端に悪くなるばかりでなく、ＺｒＯ２およびＺｒＳ等の硬質な化合物が大量に生成し、却って被削性、衝撃値及び疲労特性等の機械的性質が低下する。よって、Ｚｒを添加する場合は、その含有量を０．０００３〜０．０１％とする。
Ｒｅｍ：０．０００１〜０．０１５％
Ｒｅｍ（希土類元素）は脱酸元素であり、低融点酸化物を生成し、鋳造時ノズル詰りを抑制するだけでなく、ＭｎＳに固溶又は結合し、その変形能を低下させて、圧延及び熱間鍛造時にＭｎＳ形状の伸延を抑制する働きもある。このように、Ｒｅｍは異方性の低減に有効な元素である。しかしながら、Ｒｅｍ含有量が総量で０．０００１％未満の場合、その効果は顕著ではなく、また、Ｒｅｍを０．０１５％を超えて添加すると、Ｒｅｍの硫化物を大量に生成し、被削性が悪化する。よって、Ｒｅｍを添加する場合は、その含有量を０．０００１〜０．０１５％とする。
更にまた、本発明の熱間加工鋼材において、被削性を向上させる場合には、上記各成分に加えて、Ｓｂ：０．０００５％以上０．０１５０％未満、Ｓｎ：０．００５〜２．０％、Ｚｎ：０．０００５〜０．５％、Ｂ：０．０００５〜０．０１５％、Ｔｅ：０．０００３〜０．２％、Ｂｉ：０．００５〜０．５％及びＰｂ：０．００５〜０．５％からなる群から選択された１種又は２種以上の元素を添加することができる。
Ｓｂ：０．０００５％以上０．０１５０％未満
Ｓｂはフェライトを適度に脆化し被削性を向上させる。その効果は特に固溶Ａｌ量が多い場合に顕著であり、Ｓｂ含有量が０．０００５％未満では認められない。またＳｂ含有量が増えると、具体的には０．０１５０％を超えると、Ｓｂのマクロ偏析が過多となり衝撃値を大きく低下する。よってＳｂ含有量は０．０００５％以上０．０１５０％未満とする。
Ｓｎ：０．００５〜２．０％
Ｓｎは、フェライトを脆化させて工具寿命を延ばすと共に、表面粗さを向上させる効果がある。しかしながら、Ｓｎ含有量が０．００５％未満の場合、その効果は認められず、また、２．０％を超えてＳｎを添加しても、その効果は飽和する。よって、Ｓｎを添加する場合は、その含有量を０．００５〜２．０％とする。
Ｚｎ：０．０００５〜０．５％
Ｚｎはフェライトを脆化させて工具寿命を延ばすと共に、表面粗さを向上させる効果がある。しかしながら、Ｚｎ含有量が０．０００５％未満の場合、その効果は認められず、また、０．５％を超えてＺｎを添加しても、その効果は飽和する。よって、Ｚｎを添加する場合は、その含有量を０．０００５〜０．５％とする。
Ｂ：０．０００５〜０．０１５％
Ｂは、固溶している場合は粒界強化及び焼入れ性に効果があり、析出する場合にはＢＮとして析出するため被削性の向上に効果がある。これらの効果は、Ｂ含有量が０．０００５％未満では顕著ではない。一方、０．０１５％を超えてＢを添加してもその効果が飽和すると共に、ＢＮが多く析出しすぎるため、却って鋼の機械的性質が損なわれる。よって、Ｂを添加する場合は、その含有量を０．０００５〜０．０１５％とする。
Ｔｅ：０．０００３〜０．２％
Ｔｅは被削性向上元素である。また、ＭｎＴｅを生成したり、ＭｎＳと共存することでＭｎＳの変形能を低下させ、ＭｎＳ形状の伸延を抑制する働きがある。このように、Ｔｅは異方性の低減に有効な元素である。しかしながら、Ｔｅ含有量が０．０００３％未満の場合、これらの効果は認められず、また、Ｔｅ含有量が０．２％を超えると、その効果が飽和するだけでなく、熱間延性が低下して疵の原因になりやすい。よって、Ｔｅを添加する場合は、その含有量を０．０００３〜０．２％とする。
Ｂｉ：０．００５〜０．５％
Ｂｉは、被削性向上元素である。しかしながら、Ｂｉ含有量が０．００５％未満の場合、その効果が得られず、また、０．５％を超えてＢｉを添加しても、被削性向上効果が飽和するだけでなく、熱間延性が低下して疵の原因となりやすい。よって、Ｂｉを添加する場合は、その含有量を０．００５％〜０．５％とする。
Ｐｂ：０．００５〜０．５％
Ｐｂは、被削性向上元素である。しかしながら、Ｐｂ含有量が０．００５％未満の場合、その効果が認められず、また、０．５％を超えてＰｂを添加しても、被削性向上効果が飽和するだけでなく、熱間延性が低下して疵の原因となりやすい。よって、Ｐｂを添加する場合は、その含有量を０．００５〜０．５％とする。
更にまた、本発明の熱間圧延鋼材および熱間鍛造用鋼においては、焼入れ性の向上や焼戻し軟化抵抗を向上させ、鋼材に強度付与を行なう場合には、上記成分に加えて、Ｃｒ：０．０１〜２．０％、Ｍｏ：０．０５〜１．０％の１種又は２種を添加してもよい。
Ｃｒ：０．０１〜２．０％
Ｃｒは、焼入れ性を向上すると共に、焼戻し軟化抵抗を付与する元素であり、高強度化が必要な鋼には添加される。しかしながら、Ｃｒ含有量が０．０１％未満の場合には、これらの効果が得られず、また、Ｃｒを多量に添加すると、具体的には、Ｃｒ含有量が２．０％を超えると、Ｃｒ炭化物が生成して鋼が脆化する。よって、Ｃｒを添加する場合は、その含有量を０．０１〜２．０％とする。
Ｍｏ：０．０１〜１．０％
Ｍｏは、焼戻し軟化抵抗を付与すると共に、焼入れ性を向上させる元素であり、高強度化が必要な鋼には添加される。しかしながら、Ｍｏ含有量が０．０１％未満の場合、これらの効果が得られず、また、１．０％を超えてＭｏを添加しても、その効果は飽和する。よって、Ｍｏを添加する場合は、その含有量を０．０１〜１．０％とする。
更にまた、本発明の機械構造用鋼において、フェライトを強化させる場合には、上記各成分に加えて、Ｎｉ：０．０５〜２．０％、Ｃｕ：０．０１〜２．０％の１種又は２種を添加することができる。
Ｎｉ：０．０５〜２．０％
Ｎｉはフェライトを強化し、延性を向上させると共に、焼入れ性向上及び耐食性向上にも有効な元素である。しかしながら、Ｎｉ含有量が０．０５％未満の場合、その効果は認められず、また、２．０％を超えてＮｉを添加しても、機械的性質の点では効果が飽和し、被削性が低下する。よって、Ｎｉを添加する場合は、その含有量を０．０５〜２．０％とする。
Ｃｕ：０．０１〜２．０％
Ｃｕは、フェライトを強化すると共に、焼入れ性向上及び耐食性向上にも有効な元素である。しかしながら、Ｃｕ含有量が０．０１％未満の場合、その効果は認められず、また、２．０％を超えてＣｕを添加しても、機械的性質の点では効果が飽和する。よってＣｕを添加する場合は、その含有量を０．０１〜２．０％とする。なお、Ｃｕは、特に熱間延性を低下させ、圧延時の疵の原因となりやすいため、Ｎｉと同時に添加することが好ましい。
次に、円相当径が２００ｎｍを超えるＡｌＮの合計体積を、全ＡｌＮの総体積の２０％以下とする理由について説明する。
円相当径が２００ｎｍを超えるＡｌＮの合計体積が全ＡｌＮ総体積の２０％を超えて存在する場合には、粗大なＡｌＮによる切削工具の機械摩耗が顕著となり固溶Ａｌ確保による被削性改善効果がみられないため、円相当径が２００ｎｍを超えるＡｌＮの合計体積を、全ＡｌＮの総体積の２０％以下とする。好ましくは１５％以下、より好ましくは１０％以下である。
このＡｌＮの体積比率は、例えば、透過型電子顕微鏡のレプリカ法により、倍率４００００相当のつなぎ写真により、１０００μｍ２の視野をランダムに１０ｎｍ以上のＡｌＮを対象として２０視野以上観察し、円相当径が２００ｎｍを超えるＡｌＮの合計体積と全ＡｌＮの総体積とを求め、［（円相当径が２００ｎｍを超えるＡｌＮの合計体積／全ＡｌＮの総体積）×１００］により求められる。
円相当径が２００ｎｍを超えるＡｌＮの合計体積を、全ＡｌＮの総体積率の２０％以下にするには、ＡｌＮが十分に溶体化し、溶け残りが十分に少なくなるように、熱間圧延前または熱間鍛造前の加熱温度を調整する必要がある。
本発明者らは、ＡｌＮの溶け残りが、鋼材のＡｌとＮの含有量の積と熱間加工前の加熱温度に関連すると考え、以下の実験を行った。
化学成分を、Ｃ：０．４４〜０．４６％、Ｓｉ：０．２３〜０．２６％、Ｍｎ：０．７８〜０．８２％、Ｐ：０．０１３〜０．０１６％、Ｓ：０．０２〜０．０６％、Ａｌ：０．０６〜０．８％、Ｎ：０．００２０〜０．０２０、残部がＦｅと不可避的不純物とし、ＡｌとＮの積を振った鋼材を１０種溶製後、φ６５に鍛造し、１２１０℃で加熱した後、ＡｌＮの観察調査を行なった。ＡｌＮの観察は透過型電子顕微鏡のレプリカ法により行い、ＡｌＮの体積率は、上記と同様の方法により求めた。
円相当径が２００ｎｍを超えるＡｌＮの合計体積が全ＡｌＮの総体積の２０％以下である場合を○、２０％超である場合を×として判定した。
その結果を図１１に示す。この結果から、下記（１）式を満足し、加熱温度を１２１０℃以上とすることにより、円相当径が２００ｎｍを超える粗大なＡｌＮの全ＡｌＮに対する体積率を２０％以下とすることができることが分かった。
（％Ａｌ）×（％Ｎ）×１０５≦９６ ・・・（１）
ここで、％Ａｌ、％Ｎは、それぞれ、鋼材のＡｌとＮの含有量（質量％）である。
すなわち、（１）式を満足し、加熱温度を１２１０℃以上、好ましくは１２３０℃以上、より好ましくは１２５０℃以上とすることにより、円相当径が２００ｎｍを超えるＡｌＮの合計体積を、全ＡｌＮの総体積の２０％以下、好ましくは１５％以下、より好ましくは１０％以下にすることができる。
上述の如く、本発明の熱間加工鋼材（熱間圧延鋼材および熱間鍛造鋼材）においては、被削性に有効な固溶Ａｌ量を増加しつつ、粗大なＡｌＮの生成を抑制しているため、従来の熱間圧延鋼材や熱間鍛造鋼材に比べて、衝撃特性を損なうことなく被削性を向上させることができる。また、一般的に、衝撃特性の良好な鋼は熱間圧延や熱間鍛造時の割れ発生率も低いことから、本発明鋼は熱間圧延や熱間鍛造時の製造性を確保しつつ、被削性を改善する鋼としても有効である。
次に、実施例及び比較例を挙げて、本発明の効果について具体的に説明する。
本発明鋼材は、冷間鍛造用鋼、非調質鋼、調質鋼など、熱間圧延後或いは熱間鍛造後の熱処理の如何に関わらず幅広く適用可能である。そこで、基本成分系或いは熱処理が大きく異なり、基本強度、熱処理組織が異なる５つの鋼種において、本発明を適用した場合の効果について具体的に説明する。
ただし、被削性や衝撃特性は基本強度、熱処理組織が異なる場合にはその影響を大きく受けるため、実施例も７つに分けて説明する。
（実施例１）
実施例１では、中炭素の炭素鋼の鋼材について、焼準した後の被削性、焼準と油焼入れ焼戻した後の衝撃値について調査した。本実施例においては、表１−１に示す組成の鋼１５０Ｋｇを真空溶解炉で溶製後、表１−３に示す加熱温度で熱間鍛造し、直径が６５ｍｍの円柱状に鍛伸した。そして、この実施例の鋼材について、下記に示す方法で、被削性試験、シャルピー衝撃試験、ＡｌＮの観察を行い、その特性を評価した。
被削性試験
被削性試験は、鍛伸後の実施例の各鋼材に対して、８５０℃の温度条件下で１時間保持後、空冷し、焼準のための熱処理を施し、硬さをＨｖ１０で１６０〜１７０の範囲に調整した。その後、熱処理後の各鋼材から被削性評価用試験片を切出し、下記表１−２に示す切削条件でドリル穿孔試験を行い、実施例及び比較例の各鋼材の被削性を評価した。
その際、評価指標としては、ドリル穿孔試験では累積穴深さ１０００ｍｍまで切削可能な最大切削速度ＶＬ１０００を採用した。
ＮＡＣＨＩ通常ドリルは、（株）不二越社製の型番ＳＤ３．０のドリルである（以下同じ）。
シャルピー衝撃試験
図１は、シャルピー衝撃試験用試験片の切出し部位を示す図である。シャルピー衝撃試験においては、先ず、図１に示すように、前述の切削性試験同様の方法及び条件で熱処理後した各鋼材１から、中心軸が鋼材１の鍛伸方向に対して垂直になるようにして、直径が２５ｍｍの円柱材２を切出した。次に、各円柱材２に対して、８５０℃の温度条件下で１時間保持後、６０℃まで冷却する油焼入れを行い、更に、５５０℃の温度条件下で３０分間保持した後、水冷する焼戻しを行ない、硬さをＨｖ１０で２５５〜２６５の範囲に調整した。その後、各円柱材２を機械加工して、ＪＩＳ Ｚ ２２０２に規定されているシャルピー試験片３を作製し、ＪＩＳ Ｚ ２２４２に規定されている方法で、室温におけるシャルピー衝撃試験を実施した。その際、評価指標としては、単位面積当たりの吸収エネルギ（Ｊ／ｃｍ２）を採用した。
ＡｌＮの観察
ＡｌＮの観察は、被削性試験評価用試験片と同様の方法で作製した鋼材のＱ部から切出した試料について、透過型電子顕微鏡のレプリカ法により観察を実施した。
観察は１０００μｍ２の視野をランダムに２０視野実施し、円相当径が２００ｎｍを超えるＡｌＮの合計体積の全ＡｌＮの総体積に対する割合（％）を評価した。
以上の試験の結果を表１−３にまとめて示す。
上記表１−１及び表１−３に示すＮｏ．１〜１５は発明例、Ｎｏ．１６〜３０は比較例である。
上記表１−３に示すように、実施例Ｎｏ．１〜１５の鋼材では、評価指標であるＶＬ１０００、Ｉｍｐａｃｔ ｖａｌｕｅ（吸収エネルギ）のバランスが良好であるが、比較例のＮｏ．１６〜３０の鋼材では、これらのうちの少なくとも１つ以上の特性が、実施例の鋼材に比べて劣っていたためＶＬ１０００、Ｉｍｐａｃｔ ｖａｌｕｅ（吸収エネルギ）のバランスが劣っていた。（図４参照）
具体的には、Ｎｏ．１６、１９、２２、２５、２８は、Ａｌ量が本発明規定を下回っているため、被削性の指標であるＶＬ１０００が同程度のＳ含有量を有する発明鋼に比べ劣っていた。
Ｎｏ．１７、２０、２３、２６、２９はＡｌまたはＮの添加量が多く、上記式（１）を満たす範囲のＡｌ×Ｎに比べて高いため、粗大なＡｌＮが生成し、被削性の指標であるＶＬ１０００が同程度のＳ含有量を有する発明鋼に比べ劣っていた。
Ｎｏ．１８、２１、２４、２７，３０は加熱温度が１２００℃と加熱温度が低いため、粗大なＡｌＮが生成し、被削性の指標であるＶＬ１０００が同程度のＳ含有量を有する発明鋼に比べ劣っていた。
（実施例２）
実施例２では、中炭素の炭素鋼の鋼材について、焼準と水焼入れ焼戻した後の被削性と衝撃値について調査した。実施例においては、下記表２−１に示す組成の鋼１５０Ｋｇを真空溶解炉で溶製後、表２−３に示す加熱温度で熱間鍛造し、直径が６５ｍｍの円柱状に鍛伸した。そして、この実施例の鋼材について、下記に示す方法で被削性試験、シャルピー衝撃試験、ＡｌＮの観察を行い、その特性を評価した。
被削性試験
被削性試験は、鍛伸後の実施例の各鋼材を８５０℃の温度条件下で１時間保持後、空冷し、焼準のための熱処理を施した後、１１ｍｍ厚さで輪切りし、それを、８５０℃の温度条件下で１時間保持後、水焼入れし、その後、５００℃の温度条件下での熱処理を施し、硬さをＨｖ１０で３００〜３１０の範囲に調整した。その後、熱処理後の各鋼材から被削性評価用試験片を切出し、下記表２−２に示す切削条件でドリル穿孔試験を行い、実施例及び比較例の各鋼材の被削性を評価した。
その際、評価指標としては、ドリル穿孔試験では累積穴深さ１０００ｍｍまで切削可能な最大切削速度ＶＬ１０００を採用した。
シャルピー衝撃試験
図２は、シャルピー衝撃試験用試験片の切出し部位を示す図である。シャルピー衝撃試験においては、先ず、図２に示すように、鍛伸後の各鋼材を８５０℃の温度条件下で１時間保持後、空冷し、焼準のための熱処理を施した後、各鋼材４から、中心軸が鋼材４の鍛伸方向に対して垂直になるようにして、シャルピー試験片より片側１ｍｍ大きい直方体の試験片５を切出した。次に、各直方体材５に対して、８５０℃の温度条件下で１時間保持後、水冷する水焼入れを行い、更に、５００℃の温度条件下で３０分間保持した後、水冷する焼戻しを行なった。その後、各直方体材５を機械加工して、ＪＩＳ Ｚ ２２０２に規定されているシャルピー試験片３を作製し、ＪＩＳ Ｚ ２２４２に規定されている方法で、室温におけるシャルピー衝撃試験を実施した。その際、評価指標としては、単位面積当たりの吸収エネルギ（Ｊ／ｃｍ２）を採用した。
ＡｌＮの観察
ＡｌＮの観察は、被削性試験評価用試験片と同様の方法で作製した鋼材のＱ部から切出した試料について、透過型電子顕微鏡のレプリカ法により観察を実施した。
観察は１０００μｍ２の視野をランダムに２０視野実施し、円相当径が２００ｎｍを超えるＡｌＮの合計体積の全ＡｌＮの総体積に対する割合（％）を評価した。
以上の試験の結果を表２−３にまとめて示す。
上記表２−１及び表２−３に示すＮｏ．３１〜３６は発明例、Ｎｏ．３７〜４１は比較例である。
上記表２−３に示すように、実施例Ｎｏ．３１〜３６の鋼材では、評価指標であるＶＬ１０００、Ｉｍｐａｃｔ ｖａｌｕｅ（吸収エネルギ）のバランスが良好であるが、比較例のＮｏ．３７〜４１の鋼材では、これらのうちの少なくとも１つ以上の特性が、実施例の鋼材に比べて劣っていたためＶＬ１０００、Ｉｍｐａｃｔ ｖａｌｕｅ（吸収エネルギ）のバランスが劣っていた。（図５参照）
具体的には、Ｎｏ．３７、４０は、Ａｌ量が本発明規定を下回っているため、被削性の指標であるＶＬ１０００が同程度のＳ含有量を有する発明鋼に比べ劣っていた。
Ｎｏ．３８、４１はＡｌまたはＮの添加量が多く、上記式（１）を満たす範囲のＡｌ×Ｎに比べて高いため、粗大なＡｌＮが生成し、被削性の指標であるＶＬ１０００が同程度のＳ含有量を有する発明鋼に比べ劣っていた。
Ｎｏ．３９は加熱温度が１２００℃と加熱温度が低いため、粗大なＡｌＮが生成し、被削性の指標であるＶＬ１０００が同程度のＳ含有量を有する発明鋼に比べ劣っていた。
（実施例３）
実施例３では、低炭素の炭素鋼の鋼材について、焼準した後の被削性と衝撃値について調査した。本実施例においては、下記表３−１に示す組成の鋼１５０Ｋｇを真空溶解炉で溶製後、表３−３に示す加熱温度で熱間鍛造あるいは熱間圧延し、直径が６５ｍｍの円柱状にした。そして、この実施例の鋼材について、下記に示す方法で被削性試験、シャルピー衝撃試験ＡｌＮの観察を行い、その特性を評価した。
被削性試験
被削性試験は、鍛伸後の実施例の各鋼材に対して、９２０℃の温度条件下で１時間保持後、空冷し、焼準のための熱処理を施し、硬さをＨｖ１０で１１５〜１２０の範囲に調整した。その後、熱処理後の各鋼材から被削性評価用試験片を切出し、下記表３−２に示す切削条件でドリル穿孔試験を行い、実施例及び比較例の各鋼材の被削性を評価した。
その際、評価指標としては、ドリル穿孔試験では累積穴深さ１０００ｍｍまで切削可能な最大切削速度ＶＬ１０００を採用した。
シャルピー衝撃試験
図３は、シャルピー衝撃試験用試験片の切出し部位を示す図である。シャルピー衝撃試験においては、先ず、図３に示すように、前述の切削性試験同様の方法及び条件で熱処理後した各鋼材７から、中心軸が鋼材７の鍛伸方向に対して垂直になるようにして、機械加工により、ＪＩＳ Ｚ ２２０２に規定されているシャルピー試験片８を作製し、ＪＩＳ Ｚ ２２４２に規定されている方法で、室温におけるシャルピー衝撃試験を実施した。その際、評価指標としては、単位面積当たりの吸収エネルギ（Ｊ／ｃｍ２）を採用した。
ＡｌＮの観察
ＡｌＮの観察は、被削性試験評価用試験片と同様の方法で作製した鋼材のＱ部から切出した試料について、透過型電子顕微鏡のレプリカ法により観察を実施した。
観察は１０００μｍ２の視野をランダムに２０視野実施し、円相当径が２００ｎｍを超えるＡｌＮの合計体積の全ＡｌＮの総体積に対する割合（％）を評価した。
以上の試験の結果を表３−３にまとめて示す。
上記表３−１及び表３−３に示すＮｏ．４２〜４５は発明例、Ｎｏ．４６〜５０は比較例である。
上記表３−３に示すように、実施例Ｎｏ．４２〜４５の鋼材では、評価指標であるＶＬ１０００、Ｉｍｐａｃｔ ｖａｌｕｅ（吸収エネルギ）のバランスが良好であるが、比較例のＮｏ．４６〜５０の鋼材では、これらのうちの少なくとも１つ以上の特性が、実施例の鋼材に比べて劣っていたため、ＶＬ１０００、Ｉｍｐａｃｔ ｖａｌｕｅ（吸収エネルギ）のバランスが劣っていた。（図６参照）
具体的には、Ｎｏ．４６、４９は、Ａｌ量が本発明規定を下回っているため、被削性の指標であるＶＬ１０００が同程度のＳ含有量を有する発明鋼に比べ劣っていた。
Ｎｏ．４７、５０はＡｌまたはＮの添加量が多く、上記式（１）を満たす範囲のＡｌ×Ｎに比べて高いため、粗大なＡｌＮが生成し、被削性の指標であるＶＬ１０００が同程度のＳ含有量を有する発明鋼に比べ劣っていた。
Ｎｏ．４８は加熱温度が１１５０℃と加熱温度が低いため、粗大なＡｌＮが生成し、被削性の指標であるＶＬ１０００が同程度のＳ含有量を有する発明鋼に比べ劣っていた。
（実施例４）
実施例４では、中炭素の炭素鋼の鋼材について、熱間鍛造後空冷（非調質）した後の被削性と衝撃値について調査した。本実施例においては、下記表４−１に示す組成の鋼１５０Ｋｇを真空溶解炉で溶製後、表４−３に示す加熱温度で熱間鍛造し、直径が６５ｍｍの円柱状に鍛伸し後、空冷し、硬さをＨｖ１０で２１０〜２３０の範囲に調整した。そして、この実施例の鋼材について、下記に示す方法で被削性試験、シャルピー衝撃試験、ＡｌＮの観察を行い、その特性を評価した。
被削性試験
被削性試験は、鍛伸後の実施例の各鋼材から被削性評価用試験片を切出し、下記表４−２に示す切削条件でドリル穿孔試験を行い、実施例及び比較例の各鋼材の被削性を評価した。
その際、評価指標としては、ドリル穿孔試験では累積穴深さ１０００ｍｍまで切削可能な最大切削速度ＶＬ１０００を採用した。
シャルピー衝撃試験
図３は、シャルピー衝撃試験用試験片の切出し部位を示す図である。シャルピー衝撃試験においては、先ず、図３に示すように、鍛伸後の各鋼材７から、中心軸が鋼材７の鍛伸方向に対して垂直になるようにして、機械加工により、ＪＩＳ Ｚ ２２０２に規定されているシャルピー試験片８を作製し、ＪＩＳ Ｚ ２２４２に規定されている方法で、室温におけるシャルピー衝撃試験を実施した。その際、評価指標としては、単位面積当たりの吸収エネルギ（Ｊ／ｃｍ２）を採用した。
ＡｌＮの観察
ＡｌＮの観察は、被削性試験評価用試験片と同様の方法で作製した鋼材のＱ部から切出した試料について、透過型電子顕微鏡のレプリカ法により観察を実施した。
観察は１０００μｍ２の視野をランダムに２０視野実施し、円相当径が２００ｎｍを超えるＡｌＮの合計体積の全ＡｌＮの総体積に対する割合（％）を評価した。
以上の試験の結果を表４−３にまとめて示す。
上記表４−１及び表４−３に示すＮｏ．５１〜５５は発明例、Ｎｏ．５６〜６０は比較例である。
上記表４−３に示すように、実施例Ｎｏ．５１〜５５の鋼材では、評価指標であるＶＬ１０００、Ｉｍｐａｃｔ ｖａｌｕｅ（吸収エネルギ）のバランスが良好であるが、比較例のＮｏ．５６〜６０の鋼材では、これらのうちの少なくとも１つ以上の特性が、実施例の鋼材に比べて劣っていたため、ＶＬ１０００、Ｉｍｐａｃｔ ｖａｌｕｅ（吸収エネルギ）のバランスが劣っていた。（図７参照）
具体的には、Ｎｏ．５６，５９は、Ａｌ量が本発明規定を下回っているため、被削性の指標であるＶＬ１０００が同程度のＳ含有量を有する発明鋼に比べ劣っていた。
Ｎｏ．５７、６０はＡｌまたはＮの添加量が多く、上記式（１）を満たす範囲のＡｌ×Ｎに比べて高いため、粗大なＡｌＮが生成し、被削性の指標であるＶＬ１０００が同程度のＳ含有量を有する発明鋼に比べ劣っていた。
Ｎｏ．５８は、ＡｌまたはＮの添加量が多く、上記式（１）を満たす範囲のＡｌ×Ｎに比べて高いのに加え、加熱温度が１２００℃と低いため、粗大なＡｌＮが生成し、被削性の指標であるＶＬ１０００が同程度のＳ含有量を有する発明鋼に比べ劣っていた。
（実施例５）
実施例５では、合金元素Ｃｒ、Ｖを添加した低炭素の合金鋼の鋼材について、熱間鍛造後空冷（非調質）した後の被削性と衝撃値について調査した。本実施例においては、下記表５−１に示す組成の鋼１５０Ｋｇを真空溶解炉で溶製後、表５−３に示す加熱温度で熱間鍛造し、直径が６５ｍｍの円柱状に鍛伸し後、空冷し、硬さをＨｖ１０で２００〜２２０の範囲に調整した。そして、この実施例の鋼材について、下記に示す方法で被削性試験、シャルピー衝撃試験、ＡｌＮの観察を行い、その特性を評価した。
被削性試験
被削性試験は、鍛伸後の実施例の各鋼材から被削性評価用試験片を切出し、下記表５−２に示す切削条件でドリル穿孔試験を行い、実施例及び比較例の各鋼材の被削性を評価した。
その際、評価指標としては、ドリル穿孔試験では累積穴深さ１０００ｍｍまで切削可能な最大切削速度ＶＬ１０００を採用した。
シャルピー衝撃試験
図３は、シャルピー衝撃試験用試験片の切出し部位を示す図である。シャルピー衝撃試験においては、先ず、図３に示すように、鍛伸後の各鋼材７から、中心軸が鋼材７の鍛伸方向に対して垂直になるようにして、機械加工により、ＪＩＳ Ｚ ２２０２に規定されているシャルピー試験片８を作製し、ＪＩＳ Ｚ ２２４２に規定されている方法で、室温におけるシャルピー衝撃試験を実施した。その際、評価指標としては、単位面積当たりの吸収エネルギ（Ｊ／ｃｍ２）を採用した。
ＡｌＮの観察
ＡｌＮの観察は、被削性試験評価用試験片と同様の方法で作製した鋼材のＱ部から切出した試料について、透過型電子顕微鏡のレプリカ法により観察を実施した。
観察は１０００μｍ２の視野をランダムに２０視野実施し、円相当径が２００ｎｍを超えるＡｌＮの合計体積の全ＡｌＮの総体積に体積の割合（％）を評価した。
以上の試験の結果を表５−３にまとめて示す。
上記表５−１及び表５−３に示すＮｏ．６１〜６６は発明例、Ｎｏ．６７〜７１は比較例である。
上記表５−３に示すように、実施例Ｎｏ．６１〜６６の鋼材では、評価指標であるＶＬ１０００、Ｉｍｐａｃｔ ｖａｌｕｅ（吸収エネルギ）のバランスが良好であるが、比較例のＮｏ．６７〜７１の鋼材では、これらのうちの少なくとも１つ以上の特性が、実施例の鋼材に比べて劣っていたため、ＶＬ１０００、Ｉｍｐａｃｔ ｖａｌｕｅ（吸収エネルギ）のバランスが劣っていた。（図８参照）
具体的には、Ｎｏ．６７、７０は、Ａｌ量が本発明規定を下回っているため、被削性の指標であるＶＬ１０００が同程度のＳ含有量を有する発明鋼に比べ劣っていた。
Ｎｏ．６８、７１はＡｌまたはＮの添加量が多く、上記式（１）を満たす範囲のＡｌ×Ｎに比べて高いため、粗大なＡｌＮが生成し、被削性の指標であるＶＬ１０００が同程度のＳ含有量を有する発明鋼に比べ劣っていた。
Ｎｏ．６９は加熱温度が１２００℃と加熱温度が低いため、粗大なＡｌＮが生成し、被削性の指標であるＶＬ１０００が同程度のＳ含有量を有する発明鋼に比べ劣っていた。
（実施例６）
実施例６では、合金元素Ｃｒ、Ｖを添加し、高Ｓｉを添加した中炭素の合金鋼の鋼材について、熱間鍛造後空冷（非調質）した後の被削性と衝撃値について調査した。本実施例においては、下記表６−１に示す組成の鋼１５０Ｋｇを真空溶解炉で溶製後、表６−３に示す加熱温度で熱間鍛造し、直径が６５ｍｍの円柱状に鍛伸し後、空冷し、硬さをＨｖ１０で２８０〜３００の範囲に調整した。そして、この実施例の鋼材について、下記に示す方法で被削性試験、シャルピー衝撃試験、ＡｌＮの観察を行い、その特性を評価した。
被削性試験
被削性試験は、鍛伸後の実施例の各鋼材から被削性評価用試験片を切出し、下記表６−２に示す切削条件でドリル穿孔試験を行い、実施例及び比較例の各鋼材の被削性を評価した。
その際、評価指標としては、ドリル穿孔試験では累積穴深さ１０００ｍｍまで切削可能な最大切削速度ＶＬ１０００を採用した。
シャルピー衝撃試験
図３は、シャルピー衝撃試験用試験片の切出し部位を示す図である。シャルピー衝撃試験においては、先ず、図３に示すように、鍛伸後の各鋼材７から、中心軸が鋼材７の鍛伸方向に対して垂直になるようにして、機械加工により、ＪＩＳ Ｚ ２２０２に規定されているシャルピー試験片８を作製し、ＪＩＳ Ｚ ２２４２に規定されている方法で、室温におけるシャルピー衝撃試験を実施した。その際、評価指標としては、単位面積当たりの吸収エネルギ（Ｊ／ｃｍ２）を採用した。
ＡｌＮの観察
ＡｌＮの観察は、被削性試験評価用試験片と同様の方法で作製した鋼材のＱ部から切出した試料について、透過型電子顕微鏡のレプリカ法により観察を実施した。
観察は１０００μｍ２の視野をランダムに２０視野実施し、円相当径が２００ｎｍを超えるＡｌＮの合計体積の全ＡｌＮの総体積に対する割合（％）を評価した。
以上の試験の結果を表６−３にまとめて示す。
上記表６−１及び表６−３に示すＮｏ．７２〜７７は発明例、Ｎｏ．７８〜８２は比較例である。
上記表６−３に示すように、実施例Ｎｏ．７２〜７７の鋼材では、評価指標であるＶＬ１０００、Ｉｍｐａｃｔ ｖａｌｕｅ（吸収エネルギ）のバランスが良好であるが、比較例のＮｏ．７８〜８２の鋼材では、これらのうちの少なくとも１つ以上の特性が、実施例の鋼材に比べて劣っていたため、ＶＬ１０００、Ｉｍｐａｃｔ ｖａｌｕｅ（吸収エネルギ）のバランスが劣っていた。（図９参照）
具体的には、Ｎｏ．７８、８１は、Ａｌ量が本発明規定を下回っているため、被削性の指標であるＶＬ１０００が同程度のＳ含有量を有する発明鋼に比べ劣っていた。
Ｎｏ．７９、８２はＡｌまたはＮの添加量が多く、上記式（１）を満たす範囲のＡｌ×Ｎに比べて高いため、粗大なＡｌＮが生成し、被削性の指標であるＶＬ１０００が同程度のＳ含有量を有する発明鋼に比べ劣っていた。
Ｎｏ．８０は加熱温度が１２００℃と加熱温度が低いため、粗大なＡｌＮが生成し、被削性の指標であるＶＬ１０００が同程度のＳ含有量を有する発明鋼に比べ劣っていた。
（実施例７）
実施例７では、合金元素Ｃｒ、Ｖを添加し、低Ｓｉを添加した中炭素の合金鋼の鋼材について、熱間鍛造後空冷（非調質）した後の被削性と衝撃値について調査した。本実施例においては、下記表７−１に示す組成の鋼１５０Ｋｇを真空溶解炉で溶製後、表７−３に示す加熱温度で熱間鍛造し、直径が６５ｍｍの円柱状に鍛伸し後、空冷し、硬さをＨｖ１０で２４０〜２６０の範囲に調整した。そして、この実施例の鋼材について、下記に示す方法で被削性試験、シャルピー衝撃試験、ＡｌＮの観察を行い、その特性を評価した。
被削性試験
被削性試験は、鍛伸後の実施例の各鋼材から被削性評価用試験片を切出し、下記表７−２に示す切削条件でドリル穿孔試験を行い、実施例及び比較例の各鋼材の被削性を評価した。
その際、評価指標としては、ドリル穿孔試験では累積穴深さ１０００ｍｍまで切削可能な最大切削速度ＶＬ１０００を採用した。
シャルピー衝撃試験
図３は、シャルピー衝撃試験用試験片の切出し部位を示す図である。シャルピー衝撃試験においては、先ず、図３に示すように、鍛伸後の各鋼材７から、中心軸が鋼材７の鍛伸方向に対して垂直になるようにして、機械加工により、ＪＩＳ Ｚ ２２０２に規定されているシャルピー試験片８を作製し、ＪＩＳ Ｚ ２２４２に規定されている方法で、室温におけるシャルピー衝撃試験を実施した。その際、評価指標としては、単位面積当たりの吸収エネルギ（Ｊ／ｃｍ２）を採用した。
ＡｌＮの観察
ＡｌＮの観察は、被削性試験評価用試験片と同様の方法で作製した鋼材のＱ部から切出した試料について、透過型電子顕微鏡のレプリカ法により観察を実施した。
観察は１０００μｍ２の視野をランダムに２０視野実施し、円相当径が２００ｎｍを超えるＡｌＮの合計体積の全ＡｌＮの総体積に対する割合（％）を評価した。
以上の試験の結果を表７−３にまとめて示す。
上記表７−１及び表７−３に示すＮｏ．８３〜８９は発明例、Ｎｏ．９０〜９４は比較例である。
上記表７−３に示すように、実施例Ｎｏ．８３〜８９の鋼材では、評価指標であるＶＬ１０００、Ｉｍｐａｃｔ ｖａｌｕｅ（吸収エネルギ）のバランスが良好であるが、比較例のＮｏ．９０〜９４の鋼材では、これらのうちの少なくとも１つ以上の特性が、実施例の鋼材に比べて劣っていたため、ＶＬ１０００、Ｉｍｐａｃｔ ｖａｌｕｅ（吸収エネルギ）のバランスが劣っていた。（図１０参照）
具体的には、Ｎｏ．９０、９３は、Ａｌ量が本発明規定を下回っているため、被削性の指標であるＶＬ１０００が同程度のＳ含有量を有する発明鋼に比べ劣っていた。
Ｎｏ．９１、９４はＡｌまたはＮの添加量が多く、上記式（１）を満たす範囲のＡｌ×Ｎに比べて高いため、粗大なＡｌＮが生成し、被削性の指標であるＶＬ１０００が同程度のＳ含有量を有する発明鋼に比べ劣っていた。
Ｎｏ．９２は加熱温度が１２００℃と加熱温度が低いため、粗大なＡｌＮが生成し、被削性の指標であるＶＬ１０００が同程度のＳ含有量を有する発明鋼に比べ劣っていた。
本発明鋼材は、冷間鍛造用鋼、非調質鋼、調質鋼など、熱間圧延後或いは熱間鍛造後の熱処理の如何に関わらず幅広く適用可能である。そこで、基本成分系或いは熱処理が大きく異なり、基本強度、熱処理組織が異なる５つの鋼種において、本発明を適用した場合の効果について具体的に説明する。
ただし、被削性や衝撃特性は基本強度、熱処理組織が異なる場合にはその影響を大きく受けるため、実施例も７つに分けて説明する。
（実施例１）
実施例１では、中炭素の炭素鋼の鋼材について、焼準した後の被削性、焼準と油焼入れ焼戻した後の衝撃値について調査した。本実施例においては、表１−１に示す組成の鋼１５０Ｋｇを真空溶解炉で溶製後、表１−３に示す加熱温度で熱間鍛造し、直径が６５ｍｍの円柱状に鍛伸した。そして、この実施例の鋼材について、下記に示す方法で、被削性試験、シャルピー衝撃試験、ＡｌＮの観察を行い、その特性を評価した。
被削性試験は、鍛伸後の実施例の各鋼材に対して、８５０℃の温度条件下で１時間保持後、空冷し、焼準のための熱処理を施し、硬さをＨｖ１０で１６０〜１７０の範囲に調整した。その後、熱処理後の各鋼材から被削性評価用試験片を切出し、下記表１−２に示す切削条件でドリル穿孔試験を行い、実施例及び比較例の各鋼材の被削性を評価した。
その際、評価指標としては、ドリル穿孔試験では累積穴深さ１０００ｍｍまで切削可能な最大切削速度ＶＬ１０００を採用した。
シャルピー衝撃試験
図１は、シャルピー衝撃試験用試験片の切出し部位を示す図である。シャルピー衝撃試験においては、先ず、図１に示すように、前述の切削性試験同様の方法及び条件で熱処理後した各鋼材１から、中心軸が鋼材１の鍛伸方向に対して垂直になるようにして、直径が２５ｍｍの円柱材２を切出した。次に、各円柱材２に対して、８５０℃の温度条件下で１時間保持後、６０℃まで冷却する油焼入れを行い、更に、５５０℃の温度条件下で３０分間保持した後、水冷する焼戻しを行ない、硬さをＨｖ１０で２５５〜２６５の範囲に調整した。その後、各円柱材２を機械加工して、ＪＩＳ Ｚ ２２０２に規定されているシャルピー試験片３を作製し、ＪＩＳ Ｚ ２２４２に規定されている方法で、室温におけるシャルピー衝撃試験を実施した。その際、評価指標としては、単位面積当たりの吸収エネルギ（Ｊ／ｃｍ２）を採用した。
ＡｌＮの観察
ＡｌＮの観察は、被削性試験評価用試験片と同様の方法で作製した鋼材のＱ部から切出した試料について、透過型電子顕微鏡のレプリカ法により観察を実施した。
観察は１０００μｍ２の視野をランダムに２０視野実施し、円相当径が２００ｎｍを超えるＡｌＮの合計体積の全ＡｌＮの総体積に対する割合（％）を評価した。
以上の試験の結果を表１−３にまとめて示す。
上記表１−３に示すように、実施例Ｎｏ．１〜１５の鋼材では、評価指標であるＶＬ１０００、Ｉｍｐａｃｔ ｖａｌｕｅ（吸収エネルギ）のバランスが良好であるが、比較例のＮｏ．１６〜３０の鋼材では、これらのうちの少なくとも１つ以上の特性が、実施例の鋼材に比べて劣っていたためＶＬ１０００、Ｉｍｐａｃｔ ｖａｌｕｅ（吸収エネルギ）のバランスが劣っていた。（図４参照）
具体的には、Ｎｏ．１６、１９、２２、２５、２８は、Ａｌ量が本発明規定を下回っているため、被削性の指標であるＶＬ１０００が同程度のＳ含有量を有する発明鋼に比べ劣っていた。
Ｎｏ．１７、２０、２３、２６、２９はＡｌまたはＮの添加量が多く、上記式（１）を満たす範囲のＡｌ×Ｎに比べて高いため、粗大なＡｌＮが生成し、被削性の指標であるＶＬ１０００が同程度のＳ含有量を有する発明鋼に比べ劣っていた。
Ｎｏ．１８、２１、２４、２７，３０は加熱温度が１２００℃と加熱温度が低いため、粗大なＡｌＮが生成し、被削性の指標であるＶＬ１０００が同程度のＳ含有量を有する発明鋼に比べ劣っていた。
（実施例２）
実施例２では、中炭素の炭素鋼の鋼材について、焼準と水焼入れ焼戻した後の被削性と衝撃値について調査した。実施例においては、下記表２−１に示す組成の鋼１５０Ｋｇを真空溶解炉で溶製後、表２−３に示す加熱温度で熱間鍛造し、直径が６５ｍｍの円柱状に鍛伸した。そして、この実施例の鋼材について、下記に示す方法で被削性試験、シャルピー衝撃試験、ＡｌＮの観察を行い、その特性を評価した。
被削性試験は、鍛伸後の実施例の各鋼材を８５０℃の温度条件下で１時間保持後、空冷し、焼準のための熱処理を施した後、１１ｍｍ厚さで輪切りし、それを、８５０℃の温度条件下で１時間保持後、水焼入れし、その後、５００℃の温度条件下での熱処理を施し、硬さをＨｖ１０で３００〜３１０の範囲に調整した。その後、熱処理後の各鋼材から被削性評価用試験片を切出し、下記表２−２に示す切削条件でドリル穿孔試験を行い、実施例及び比較例の各鋼材の被削性を評価した。
その際、評価指標としては、ドリル穿孔試験では累積穴深さ１０００ｍｍまで切削可能な最大切削速度ＶＬ１０００を採用した。
図２は、シャルピー衝撃試験用試験片の切出し部位を示す図である。シャルピー衝撃試験においては、先ず、図２に示すように、鍛伸後の各鋼材を８５０℃の温度条件下で１時間保持後、空冷し、焼準のための熱処理を施した後、各鋼材４から、中心軸が鋼材４の鍛伸方向に対して垂直になるようにして、シャルピー試験片より片側１ｍｍ大きい直方体の試験片５を切出した。次に、各直方体材５に対して、８５０℃の温度条件下で１時間保持後、水冷する水焼入れを行い、更に、５００℃の温度条件下で３０分間保持した後、水冷する焼戻しを行なった。その後、各直方体材５を機械加工して、ＪＩＳ Ｚ ２２０２に規定されているシャルピー試験片３を作製し、ＪＩＳ Ｚ ２２４２に規定されている方法で、室温におけるシャルピー衝撃試験を実施した。その際、評価指標としては、単位面積当たりの吸収エネルギ（Ｊ／ｃｍ２）を採用した。
ＡｌＮの観察
ＡｌＮの観察は、被削性試験評価用試験片と同様の方法で作製した鋼材のＱ部から切出した試料について、透過型電子顕微鏡のレプリカ法により観察を実施した。
観察は１０００μｍ２の視野をランダムに２０視野実施し、円相当径が２００ｎｍを超えるＡｌＮの合計体積の全ＡｌＮの総体積に対する割合（％）を評価した。
以上の試験の結果を表２−３にまとめて示す。
上記表２−３に示すように、実施例Ｎｏ．３１〜３６の鋼材では、評価指標であるＶＬ１０００、Ｉｍｐａｃｔ ｖａｌｕｅ（吸収エネルギ）のバランスが良好であるが、比較例のＮｏ．３７〜４１の鋼材では、これらのうちの少なくとも１つ以上の特性が、実施例の鋼材に比べて劣っていたためＶＬ１０００、Ｉｍｐａｃｔ ｖａｌｕｅ（吸収エネルギ）のバランスが劣っていた。（図５参照）
具体的には、Ｎｏ．３７、４０は、Ａｌ量が本発明規定を下回っているため、被削性の指標であるＶＬ１０００が同程度のＳ含有量を有する発明鋼に比べ劣っていた。
Ｎｏ．３８、４１はＡｌまたはＮの添加量が多く、上記式（１）を満たす範囲のＡｌ×Ｎに比べて高いため、粗大なＡｌＮが生成し、被削性の指標であるＶＬ１０００が同程度のＳ含有量を有する発明鋼に比べ劣っていた。
Ｎｏ．３９は加熱温度が１２００℃と加熱温度が低いため、粗大なＡｌＮが生成し、被削性の指標であるＶＬ１０００が同程度のＳ含有量を有する発明鋼に比べ劣っていた。
（実施例３）
実施例３では、低炭素の炭素鋼の鋼材について、焼準した後の被削性と衝撃値について調査した。本実施例においては、下記表３−１に示す組成の鋼１５０Ｋｇを真空溶解炉で溶製後、表３−３に示す加熱温度で熱間鍛造あるいは熱間圧延し、直径が６５ｍｍの円柱状にした。そして、この実施例の鋼材について、下記に示す方法で被削性試験、シャルピー衝撃試験ＡｌＮの観察を行い、その特性を評価した。
被削性試験は、鍛伸後の実施例の各鋼材に対して、９２０℃の温度条件下で１時間保持後、空冷し、焼準のための熱処理を施し、硬さをＨｖ１０で１１５〜１２０の範囲に調整した。その後、熱処理後の各鋼材から被削性評価用試験片を切出し、下記表３−２に示す切削条件でドリル穿孔試験を行い、実施例及び比較例の各鋼材の被削性を評価した。
その際、評価指標としては、ドリル穿孔試験では累積穴深さ１０００ｍｍまで切削可能な最大切削速度ＶＬ１０００を採用した。
図３は、シャルピー衝撃試験用試験片の切出し部位を示す図である。シャルピー衝撃試験においては、先ず、図３に示すように、前述の切削性試験同様の方法及び条件で熱処理後した各鋼材７から、中心軸が鋼材７の鍛伸方向に対して垂直になるようにして、機械加工により、ＪＩＳ Ｚ ２２０２に規定されているシャルピー試験片８を作製し、ＪＩＳ Ｚ ２２４２に規定されている方法で、室温におけるシャルピー衝撃試験を実施した。その際、評価指標としては、単位面積当たりの吸収エネルギ（Ｊ／ｃｍ２）を採用した。
ＡｌＮの観察
ＡｌＮの観察は、被削性試験評価用試験片と同様の方法で作製した鋼材のＱ部から切出した試料について、透過型電子顕微鏡のレプリカ法により観察を実施した。
観察は１０００μｍ２の視野をランダムに２０視野実施し、円相当径が２００ｎｍを超えるＡｌＮの合計体積の全ＡｌＮの総体積に対する割合（％）を評価した。
以上の試験の結果を表３−３にまとめて示す。
上記表３−３に示すように、実施例Ｎｏ．４２〜４５の鋼材では、評価指標であるＶＬ１０００、Ｉｍｐａｃｔ ｖａｌｕｅ（吸収エネルギ）のバランスが良好であるが、比較例のＮｏ．４６〜５０の鋼材では、これらのうちの少なくとも１つ以上の特性が、実施例の鋼材に比べて劣っていたため、ＶＬ１０００、Ｉｍｐａｃｔ ｖａｌｕｅ（吸収エネルギ）のバランスが劣っていた。（図６参照）
具体的には、Ｎｏ．４６、４９は、Ａｌ量が本発明規定を下回っているため、被削性の指標であるＶＬ１０００が同程度のＳ含有量を有する発明鋼に比べ劣っていた。
Ｎｏ．４７、５０はＡｌまたはＮの添加量が多く、上記式（１）を満たす範囲のＡｌ×Ｎに比べて高いため、粗大なＡｌＮが生成し、被削性の指標であるＶＬ１０００が同程度のＳ含有量を有する発明鋼に比べ劣っていた。
Ｎｏ．４８は加熱温度が１１５０℃と加熱温度が低いため、粗大なＡｌＮが生成し、被削性の指標であるＶＬ１０００が同程度のＳ含有量を有する発明鋼に比べ劣っていた。
（実施例４）
実施例４では、中炭素の炭素鋼の鋼材について、熱間鍛造後空冷（非調質）した後の被削性と衝撃値について調査した。本実施例においては、下記表４−１に示す組成の鋼１５０Ｋｇを真空溶解炉で溶製後、表４−３に示す加熱温度で熱間鍛造し、直径が６５ｍｍの円柱状に鍛伸し後、空冷し、硬さをＨｖ１０で２１０〜２３０の範囲に調整した。そして、この実施例の鋼材について、下記に示す方法で被削性試験、シャルピー衝撃試験、ＡｌＮの観察を行い、その特性を評価した。
被削性試験は、鍛伸後の実施例の各鋼材から被削性評価用試験片を切出し、下記表４−２に示す切削条件でドリル穿孔試験を行い、実施例及び比較例の各鋼材の被削性を評価した。
その際、評価指標としては、ドリル穿孔試験では累積穴深さ１０００ｍｍまで切削可能な最大切削速度ＶＬ１０００を採用した。
図３は、シャルピー衝撃試験用試験片の切出し部位を示す図である。シャルピー衝撃試験においては、先ず、図３に示すように、鍛伸後の各鋼材７から、中心軸が鋼材７の鍛伸方向に対して垂直になるようにして、機械加工により、ＪＩＳ Ｚ ２２０２に規定されているシャルピー試験片８を作製し、ＪＩＳ Ｚ ２２４２に規定されている方法で、室温におけるシャルピー衝撃試験を実施した。その際、評価指標としては、単位面積当たりの吸収エネルギ（Ｊ／ｃｍ２）を採用した。
ＡｌＮの観察
ＡｌＮの観察は、被削性試験評価用試験片と同様の方法で作製した鋼材のＱ部から切出した試料について、透過型電子顕微鏡のレプリカ法により観察を実施した。
観察は１０００μｍ２の視野をランダムに２０視野実施し、円相当径が２００ｎｍを超えるＡｌＮの合計体積の全ＡｌＮの総体積に対する割合（％）を評価した。
以上の試験の結果を表４−３にまとめて示す。
上記表４−３に示すように、実施例Ｎｏ．５１〜５５の鋼材では、評価指標であるＶＬ１０００、Ｉｍｐａｃｔ ｖａｌｕｅ（吸収エネルギ）のバランスが良好であるが、比較例のＮｏ．５６〜６０の鋼材では、これらのうちの少なくとも１つ以上の特性が、実施例の鋼材に比べて劣っていたため、ＶＬ１０００、Ｉｍｐａｃｔ ｖａｌｕｅ（吸収エネルギ）のバランスが劣っていた。（図７参照）
具体的には、Ｎｏ．５６，５９は、Ａｌ量が本発明規定を下回っているため、被削性の指標であるＶＬ１０００が同程度のＳ含有量を有する発明鋼に比べ劣っていた。
Ｎｏ．５７、６０はＡｌまたはＮの添加量が多く、上記式（１）を満たす範囲のＡｌ×Ｎに比べて高いため、粗大なＡｌＮが生成し、被削性の指標であるＶＬ１０００が同程度のＳ含有量を有する発明鋼に比べ劣っていた。
Ｎｏ．５８は、ＡｌまたはＮの添加量が多く、上記式（１）を満たす範囲のＡｌ×Ｎに比べて高いのに加え、加熱温度が１２００℃と低いため、粗大なＡｌＮが生成し、被削性の指標であるＶＬ１０００が同程度のＳ含有量を有する発明鋼に比べ劣っていた。
（実施例５）
実施例５では、合金元素Ｃｒ、Ｖを添加した低炭素の合金鋼の鋼材について、熱間鍛造後空冷（非調質）した後の被削性と衝撃値について調査した。本実施例においては、下記表５−１に示す組成の鋼１５０Ｋｇを真空溶解炉で溶製後、表５−３に示す加熱温度で熱間鍛造し、直径が６５ｍｍの円柱状に鍛伸し後、空冷し、硬さをＨｖ１０で２００〜２２０の範囲に調整した。そして、この実施例の鋼材について、下記に示す方法で被削性試験、シャルピー衝撃試験、ＡｌＮの観察を行い、その特性を評価した。
被削性試験は、鍛伸後の実施例の各鋼材から被削性評価用試験片を切出し、下記表５−２に示す切削条件でドリル穿孔試験を行い、実施例及び比較例の各鋼材の被削性を評価した。
その際、評価指標としては、ドリル穿孔試験では累積穴深さ１０００ｍｍまで切削可能な最大切削速度ＶＬ１０００を採用した。
図３は、シャルピー衝撃試験用試験片の切出し部位を示す図である。シャルピー衝撃試験においては、先ず、図３に示すように、鍛伸後の各鋼材７から、中心軸が鋼材７の鍛伸方向に対して垂直になるようにして、機械加工により、ＪＩＳ Ｚ ２２０２に規定されているシャルピー試験片８を作製し、ＪＩＳ Ｚ ２２４２に規定されている方法で、室温におけるシャルピー衝撃試験を実施した。その際、評価指標としては、単位面積当たりの吸収エネルギ（Ｊ／ｃｍ２）を採用した。
ＡｌＮの観察
ＡｌＮの観察は、被削性試験評価用試験片と同様の方法で作製した鋼材のＱ部から切出した試料について、透過型電子顕微鏡のレプリカ法により観察を実施した。
観察は１０００μｍ２の視野をランダムに２０視野実施し、円相当径が２００ｎｍを超えるＡｌＮの合計体積の全ＡｌＮの総体積に体積の割合（％）を評価した。
以上の試験の結果を表５−３にまとめて示す。
上記表５−３に示すように、実施例Ｎｏ．６１〜６６の鋼材では、評価指標であるＶＬ１０００、Ｉｍｐａｃｔ ｖａｌｕｅ（吸収エネルギ）のバランスが良好であるが、比較例のＮｏ．６７〜７１の鋼材では、これらのうちの少なくとも１つ以上の特性が、実施例の鋼材に比べて劣っていたため、ＶＬ１０００、Ｉｍｐａｃｔ ｖａｌｕｅ（吸収エネルギ）のバランスが劣っていた。（図８参照）
具体的には、Ｎｏ．６７、７０は、Ａｌ量が本発明規定を下回っているため、被削性の指標であるＶＬ１０００が同程度のＳ含有量を有する発明鋼に比べ劣っていた。
Ｎｏ．６８、７１はＡｌまたはＮの添加量が多く、上記式（１）を満たす範囲のＡｌ×Ｎに比べて高いため、粗大なＡｌＮが生成し、被削性の指標であるＶＬ１０００が同程度のＳ含有量を有する発明鋼に比べ劣っていた。
Ｎｏ．６９は加熱温度が１２００℃と加熱温度が低いため、粗大なＡｌＮが生成し、被削性の指標であるＶＬ１０００が同程度のＳ含有量を有する発明鋼に比べ劣っていた。
（実施例６）
実施例６では、合金元素Ｃｒ、Ｖを添加し、高Ｓｉを添加した中炭素の合金鋼の鋼材について、熱間鍛造後空冷（非調質）した後の被削性と衝撃値について調査した。本実施例においては、下記表６−１に示す組成の鋼１５０Ｋｇを真空溶解炉で溶製後、表６−３に示す加熱温度で熱間鍛造し、直径が６５ｍｍの円柱状に鍛伸し後、空冷し、硬さをＨｖ１０で２８０〜３００の範囲に調整した。そして、この実施例の鋼材について、下記に示す方法で被削性試験、シャルピー衝撃試験、ＡｌＮの観察を行い、その特性を評価した。
被削性試験は、鍛伸後の実施例の各鋼材から被削性評価用試験片を切出し、下記表６−２に示す切削条件でドリル穿孔試験を行い、実施例及び比較例の各鋼材の被削性を評価した。
その際、評価指標としては、ドリル穿孔試験では累積穴深さ１０００ｍｍまで切削可能な最大切削速度ＶＬ１０００を採用した。
図３は、シャルピー衝撃試験用試験片の切出し部位を示す図である。シャルピー衝撃試験においては、先ず、図３に示すように、鍛伸後の各鋼材７から、中心軸が鋼材７の鍛伸方向に対して垂直になるようにして、機械加工により、ＪＩＳ Ｚ ２２０２に規定されているシャルピー試験片８を作製し、ＪＩＳ Ｚ ２２４２に規定されている方法で、室温におけるシャルピー衝撃試験を実施した。その際、評価指標としては、単位面積当たりの吸収エネルギ（Ｊ／ｃｍ２）を採用した。
ＡｌＮの観察
ＡｌＮの観察は、被削性試験評価用試験片と同様の方法で作製した鋼材のＱ部から切出した試料について、透過型電子顕微鏡のレプリカ法により観察を実施した。
観察は１０００μｍ２の視野をランダムに２０視野実施し、円相当径が２００ｎｍを超えるＡｌＮの合計体積の全ＡｌＮの総体積に対する割合（％）を評価した。
以上の試験の結果を表６−３にまとめて示す。
上記表６−３に示すように、実施例Ｎｏ．７２〜７７の鋼材では、評価指標であるＶＬ１０００、Ｉｍｐａｃｔ ｖａｌｕｅ（吸収エネルギ）のバランスが良好であるが、比較例のＮｏ．７８〜８２の鋼材では、これらのうちの少なくとも１つ以上の特性が、実施例の鋼材に比べて劣っていたため、ＶＬ１０００、Ｉｍｐａｃｔ ｖａｌｕｅ（吸収エネルギ）のバランスが劣っていた。（図９参照）
具体的には、Ｎｏ．７８、８１は、Ａｌ量が本発明規定を下回っているため、被削性の指標であるＶＬ１０００が同程度のＳ含有量を有する発明鋼に比べ劣っていた。
Ｎｏ．７９、８２はＡｌまたはＮの添加量が多く、上記式（１）を満たす範囲のＡｌ×Ｎに比べて高いため、粗大なＡｌＮが生成し、被削性の指標であるＶＬ１０００が同程度のＳ含有量を有する発明鋼に比べ劣っていた。
Ｎｏ．８０は加熱温度が１２００℃と加熱温度が低いため、粗大なＡｌＮが生成し、被削性の指標であるＶＬ１０００が同程度のＳ含有量を有する発明鋼に比べ劣っていた。
（実施例７）
実施例７では、合金元素Ｃｒ、Ｖを添加し、低Ｓｉを添加した中炭素の合金鋼の鋼材について、熱間鍛造後空冷（非調質）した後の被削性と衝撃値について調査した。本実施例においては、下記表７−１に示す組成の鋼１５０Ｋｇを真空溶解炉で溶製後、表７−３に示す加熱温度で熱間鍛造し、直径が６５ｍｍの円柱状に鍛伸し後、空冷し、硬さをＨｖ１０で２４０〜２６０の範囲に調整した。そして、この実施例の鋼材について、下記に示す方法で被削性試験、シャルピー衝撃試験、ＡｌＮの観察を行い、その特性を評価した。
被削性試験は、鍛伸後の実施例の各鋼材から被削性評価用試験片を切出し、下記表７−２に示す切削条件でドリル穿孔試験を行い、実施例及び比較例の各鋼材の被削性を評価した。
その際、評価指標としては、ドリル穿孔試験では累積穴深さ１０００ｍｍまで切削可能な最大切削速度ＶＬ１０００を採用した。
図３は、シャルピー衝撃試験用試験片の切出し部位を示す図である。シャルピー衝撃試験においては、先ず、図３に示すように、鍛伸後の各鋼材７から、中心軸が鋼材７の鍛伸方向に対して垂直になるようにして、機械加工により、ＪＩＳ Ｚ ２２０２に規定されているシャルピー試験片８を作製し、ＪＩＳ Ｚ ２２４２に規定されている方法で、室温におけるシャルピー衝撃試験を実施した。その際、評価指標としては、単位面積当たりの吸収エネルギ（Ｊ／ｃｍ２）を採用した。
ＡｌＮの観察
ＡｌＮの観察は、被削性試験評価用試験片と同様の方法で作製した鋼材のＱ部から切出した試料について、透過型電子顕微鏡のレプリカ法により観察を実施した。
観察は１０００μｍ２の視野をランダムに２０視野実施し、円相当径が２００ｎｍを超えるＡｌＮの合計体積の全ＡｌＮの総体積に対する割合（％）を評価した。
以上の試験の結果を表７−３にまとめて示す。
上記表７−３に示すように、実施例Ｎｏ．８３〜８９の鋼材では、評価指標であるＶＬ１０００、Ｉｍｐａｃｔ ｖａｌｕｅ（吸収エネルギ）のバランスが良好であるが、比較例のＮｏ．９０〜９４の鋼材では、これらのうちの少なくとも１つ以上の特性が、実施例の鋼材に比べて劣っていたため、ＶＬ１０００、Ｉｍｐａｃｔ ｖａｌｕｅ（吸収エネルギ）のバランスが劣っていた。（図１０参照）
具体的には、Ｎｏ．９０、９３は、Ａｌ量が本発明規定を下回っているため、被削性の指標であるＶＬ１０００が同程度のＳ含有量を有する発明鋼に比べ劣っていた。
Ｎｏ．９１、９４はＡｌまたはＮの添加量が多く、上記式（１）を満たす範囲のＡｌ×Ｎに比べて高いため、粗大なＡｌＮが生成し、被削性の指標であるＶＬ１０００が同程度のＳ含有量を有する発明鋼に比べ劣っていた。
Ｎｏ．９２は加熱温度が１２００℃と加熱温度が低いため、粗大なＡｌＮが生成し、被削性の指標であるＶＬ１０００が同程度のＳ含有量を有する発明鋼に比べ劣っていた。
本発明によれば、切削加工して機械構造用部品に供される、被削性と衝撃値に優れた熱間加工鋼材を提供することができる。
Claims (3)
- 化学成分が、質量％で、
Ｃ：０．０６〜０．８５％、
Ｓｉ：０．０１〜１．５％、
Ｍｎ：０．０５〜２．０％、
Ｐ：０．００５〜０．２％、
Ｓ：０．００１〜０．３５％、
Ａｌ：０．０６〜１．０％
Ｎ：０．０１６％以下
を含有し、
Ａｌ×Ｎ×１０５≦９６を満足し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、円相当径が２００ｎｍを超えるＡｌＮの合計体積が、全ＡｌＮの総体積の２０％以下であることを特徴とする被削性と衝撃値に優れた熱間加工鋼材。 - 化学成分が、更に、質量％で、Ｃａ：０．０００３〜０．００１５％、Ｔｉ：０．００１〜０．１％、Ｎｂ：０．００５〜０．２％、Ｗ：０．０１〜１．０％、Ｖ：０．０１％〜１．０％、Ｃｒ：０．０１〜２．０％、Ｍｏ：０．０１〜１．０％、Ｎｉ：０．０５〜２．０％、Ｃｕ：０．０１〜２．０％、Ｍｇ：０．０００１〜０．００４０％、Ｚｒ：０．０００３〜０．０１％、Ｒｅｍ：０．０００１〜０．０１５％からなる群から選択された１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の被削性と衝撃値に優れた熱間加工鋼材。
- 化学成分が、更に、質量％で、
Ｓｂ：０．０００５％以上０．０１５０％未満、
Ｓｎ：０．００５〜２．０％、
Ｚｎ：０．０００５〜０．５％、
Ｂ：０．０００５〜０．０１５％、
Ｔｅ：０．０００３〜０．２％、
Ｂｉ：０．００５〜０．５％、
Ｐｂ：０．００５〜０．５％
からなる群から選択された１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の被削性と衝撃値に優れた熱間加工鋼材。
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