WO2001059170A1 - Acier structural sans plomb pour construction mecanique presentant une excellente usinabilite et une anisotropie de resistance reduite - Google Patents

Acier structural sans plomb pour construction mecanique presentant une excellente usinabilite et une anisotropie de resistance reduite Download PDF

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WO2001059170A1
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machinability
cutting
lead
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Naoki Iwama
Susumu Owaki
Masao Uchiyama
Isao Fujii
Syoji Nishimon
Norimasa Tsunekage
Kazuhiro Kobayashi
Motohide Mori
Kazutaka Ogo
Kunio Naito
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Aichi Steel Works, Ltd.
Sanyo Special Steel Co., Ltd.
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Definitions

  • the present invention relates to lead-free steel for machine structural use that has low anisotropy in mechanical properties, has excellent machinability in a wide range of cutting methods and cutting conditions, and does not contain lead. Background art.
  • free cutting steels commonly used include steels containing Pb, S, and Ca.
  • Pb-containing Pb free-cutting steel has less deterioration in mechanical properties than the basic steel, shows improved chip control in general turning, and has drilling, tapping, and reaming. It has an excellent feature that the tool life such as machining and boring can be extended.
  • Pb free-cutting steel also facilitates chip discharge during drilling of deep holes (hole depth Z drill diameter) 3 and is excellent in preventing breakage of tools due to sudden chipping.
  • the conventional Pb-containing free-cutting steel has the following problems. That is, Pb is a substance that is extremely effective in improving machinability and has a harmful effect on the environment as described above. Therefore, interest in environmental issues has increased in recent years. Therefore, the development of a steel material that does not contain Pb and is comparable to Pb-containing free-cutting steel is desired.
  • S-free-cutting steel with added S shows an improvement effect of prolonging the tool life for a relatively wide range of cutting operations, but has poorer chip-cutting properties than Pb free-cutting steel.
  • mechanical properties such as impact strength decrease as MnS existing as inclusions elongates during hot rolling or hot forging, as it approaches the direction perpendicular to the rolling direction.
  • the problem is strength anisotropy. Therefore, it is necessary to keep the S content as low as possible in steels for components where impact strength is important, and as a result, sufficient machinability may not be obtained.
  • Ca deoxidized free-cutting steel in which oxide inclusions in the steel are reduced in melting point by Ca deoxidation, has almost no effect on the strength characteristics of the steel, and has a long tool life in the high-speed cutting region. Shows a remarkable prolongation effect.
  • Ca deoxidized free-cutting steel since Ca deoxidized free-cutting steel has little effect on improving machinability other than carbide tool life, it is used in combination with S or Pb to obtain all-round machinability. The case is common.
  • the free-cutting steel disclosed in Japanese Patent Publication No. 51-4934 contains one or two of the first group elements of Mg, 8 & and one or more of the second group elements of S, Se and Te. And a free-cutting steel that selectively contains Ca.
  • this steel contains O positively in the range of 0.002 to 0.01%. Therefore, the fatigue strength may be poor.
  • oxides in the steel increase due to the active addition of O, and it is expected that the machinability such as drillability will decrease.
  • JP-A-51-63312 discloses a free-cutting steel containing S, Mg, and one or more of elements Ca, Ba, Sr, Se and Te.
  • the gazette does not show the specific composition of steel, and the technology is not fully disclosed.
  • this steel is premised on A1 deoxidation, the A1 content exceeds 0.02%, there is no limitation on the O content, and the fatigue strength may be poor.
  • oxides in the steel increase due to the active addition of O, and it is expected that the machinability such as drillability will decrease.
  • the present invention has been made in view of such conventional problems, and does not contain Pb and has properties equal to or higher than conventional Pb-containing free-cutting steel, has excellent machinability, and has anisotropic strength. It is an object of the present invention to provide a lead-free mechanical structural steel having a low lead content. Disclosure of the invention
  • C 0.10 to 0.65%
  • Si 0.03 to: L. 00%
  • Mn 0.30 to 2.50%
  • S 0.03 to 0.35%
  • Cr 0.1 to 2.0%
  • A1 less than 0.001%
  • Ca 0.0005 to 0.0020 0 / o
  • Mg 0.0003
  • Lead-free machine with excellent machinability and low strength anisotropy characterized by containing 0.020%, less than 0:20 ppm, and the balance of Fe and unavoidable impurities.
  • structural steel in structural steel.
  • the most remarkable point in the present invention is that the content of A1 and O is reduced to the above-mentioned specific range, the content of S is increased above the general level, Mg and Ca are added in combination, and the content of Pb is reduced. The point is that the addition is completely eliminated.
  • Steel for machine structural use is broadly classified into three types: tempered tough steel, non-heat treated steel, and case hardened steel. Therefore, even in the lead-free steel for machine structural use of the present invention, the preferable range of the component range may be slightly different for each of these three steel types.
  • C is an essential element for ensuring the strength of steel for machine structural use, and should be added at 0.10 ° / 0 or more. However, if the content is too large, the toughness and machinability will deteriorate due to the increase in hardness, so the upper limit is set to 0.65%.
  • the content is preferably 0.28 to 0.55%, and more preferably 0.32 to 0.48%.
  • the content is preferably 0.10 to 0.55%, and more preferably 0.35 to 0.50%.
  • the content is preferably 0.10 to 0.30%, and more preferably 0.12 to 0.28%.
  • the lower limit is set to 0.03%.
  • the upper limit is set to 1.00%, because the addition of excessive force lowers the ductility, and the addition of Si 0 2 , a high hardness inclusion in the steel, deteriorates the machinability. .
  • S i is preferably 0.10 to 0.50%, and more preferably 0.15 to 0.35%, in any of the above three steel types.
  • Mn 0.30-2.50%
  • Mn is an important element for ensuring the strength, toughness, hot ductility, and hardenability of steel, and is an indispensable element for the formation of sulfide inclusions in the present invention. Add above. When the amount is too large, the machinability deteriorates due to the increase in hardness, so the upper limit is set to 2.5%.
  • Mn is preferably 0.40 to 2.00%, and more preferably 0.60 to 1.50%, in any of the above three types of steel.
  • S is an element that forms sulfide-based inclusions that improve machinability. To obtain machinability improvement effects, it is necessary to add at least 0.03% or more. Sex is improved. However, if it is too large, it will be difficult to control the sulfide form with Ca and Mg, and the impact anisotropy will deteriorate. Therefore, the upper limit is 0.35%.
  • S is preferably in the range of 0.04 to 0.30%, more preferably in the range of 0.08 to 0.20% in any of the above three types of steel.
  • Cr is added to improve the hardenability and toughness of steel. To obtain this effect, Cr must be 0.1% or more. On the other hand, when added in large amounts, the hardness of the work material increases, so Cr must be set to 2.0% or less to ensure machinability.
  • Cr is preferably 0.10 to 1.5%, and more preferably 0.15 to 1.20%, in any of the above three steel types.
  • C a 0.0005 to 0.002%
  • Ca is a sulfide-forming element and also forms a complex oxide with Al and Si, improving machinability and anisotropy of mechanical properties by controlling sulfide morphology. There is. At least 0.0005% is required to obtain the effect.
  • the Ca yield in the steelmaking stage is very poor, and the effect is saturated even if it is contained more than necessary. Therefore, the upper limit of J & is set to 0.020%.
  • Ca is preferably 0.0005 to 0.0060%, and more preferably 0.0005 to 0.0040% in any of the above three steel types.
  • Mg 0.0003-0.020%,
  • Mg has the same effect as Ca, and when present in combination with Ca, a large machinability improvement effect and an anisotropy improvement effect of mechanical properties can be obtained. At least 0.0003% is required to obtain the effect. On the other hand, even if it is contained more than necessary, the effect becomes saturated and it is useless, so the upper limit of Mg is set to 0.020%.
  • Mg is preferably 0.0003 to 0.0060%, and more preferably 0.0005 to 0.0040% in any of the above three steel types.
  • O is desirably reduced as much as possible in order to suppress the formation of oxide-based hard inclusions harmful to machinability. If O exceeds 20 p, the amount of oxide-based hard inclusions increases and the machinability is impaired, and the fatigue strength decreases. Therefore, O must be less than 20 ppm.
  • the oxide morphology is limited by limiting the contents of A1 and O as described above, and the S content is increased from a general level. Incorporation in steel can minimize impact characteristics degradation, especially impact anisotropy (strength anisotropy), and is comparable to that of free-cutting steel containing steel and Pb.
  • the machinability can be improved. This effect of improving strength anisotropy and machinability is a greater improvement effect than when only Ca and Mg are present in steel.
  • by limiting the contents of A1 and O as described above it is possible to obtain not only the effect of improving machinability but also the effect of improving fatigue strength.
  • C 0.10 to 0.65% S i: 0.03 to: L. 00%, Mn: 0.30 to 2.50%, S: 0.03 to 0.35%, Cr: 0.1 to 2.0%, A1: less than 0.005%, Ca: 0.0005 to 0.0020%, Mg: 0.0003% It contains 0.020%, O: less than 20 pm, and is characterized by the balance of Fe and unavoidable impurities.
  • S 0.03 to: L. 00%
  • Mn 0.30 to 2.50%
  • S 0.03 to 0.35%
  • Cr 0.1 to 2.0%
  • A1 less than 0.005%
  • Ca 0.0005 to 0.0020%
  • Mg 0.0003% It contains 0.020%, O: less than 20 pm, and is characterized by the balance of Fe and unavoidable impurities.
  • O less than 20 pm
  • the most remarkable feature of the present invention is that the A1 content is further reduced to less than 0.005% as compared with the first lead-free steel for machine structural use.
  • the lead-free steel for machine structural use further includes Mo: 0.05 to: L. 00%, Ni: 0.1 to 3.5. %, V: 0. 01 ⁇ 0. 50 %, N b: 0. 01 ⁇ 0. 10%, T i: 0. 01 ⁇ 0. 10 0 i B: selected from 0.0005 to 0 0100%. It is preferable to contain one or more kinds.
  • Mo and Ni are elements that improve the hardenability and toughness of steel and are added when necessary. In order to obtain the effect, it is preferable to add Mo at 0.05% or more and ⁇ ⁇ . 1% or more. When added in large amounts, the hardness of the work material increases, so to ensure machinability, ⁇ should be 1.00% or less and Ni should be 3.5% or less. Is preferred.
  • Mo is preferably 0.10 to 0.40%, and more preferably 0.15 to 0.30%, in any of the above three steel types.
  • Ni is preferably 0.40 to 3.00%, and more preferably 0.40 to 2.00%, in any of the above three types of steel.
  • V is an element that has a strong precipitation strengthening effect, and is added when quenching and tempering are omitted. To obtain this effect, it is preferable to add 0.01% or more. On the other hand, if the content exceeds 0.50%, the effect is saturated, so the upper limit is preferably set to 0.50%.
  • the content is more preferably 0.05 to 0.35%, and still more preferably 0.05 to 0.30%.
  • Nb 0.01-1.10%
  • Ti 0.01-1.10%
  • Nb and Ti each generate carbonitride and have the effect of refining crystal grains by the pinning effect, and are added as necessary. To obtain this effect, 0.01% or more is required. However, if the content exceeds 0.10%, the effect is saturated, so the upper limit is preferably set to 0.10%. It is more preferably 0.01 to 0.08%, and still more preferably 0.01 to 0.06%.
  • B has the effect of improving the hardenability and improving the mechanical properties of steel with a small amount, and is added as necessary. To achieve this effect, 0.0005% or more is required. However, if the content exceeds 0.0100%, the effect is saturated, so the upper limit is preferably set to 0.0100%. More preferably, it is 0.0005 to 0.006%, and still more preferably 0.0005 to 0.0040%.
  • the lead-free steel for machine structural use further has a B i: 0.01 to 0.30% and a REM: 0.001 to 0.10%. It is preferable to contain one or two selected from the following.
  • Bi Since Bi is effective in improving the chip controllability and perforability without substantially deteriorating the anisotropy of the mechanical properties, it is added when such properties are particularly required. To obtain this effect, 0.01% or more is necessary. However, if the content exceeds 0.30%, the effect saturates and the cost increases, so the upper limit is preferably set to 0.30%. . More preferably, it is 0.01 to 0.10%, and still more preferably, 0.01 to 0.08%.
  • REM rare earth element
  • REM mainly consists of a mixed alloy of Ce, La, Nd, Pr, and Sm.
  • REM 0.001% or more is required, but if the content exceeds 0.10%, the effect saturates and the cost increases, so the upper limit is set to 0.10%. Is preferred. More preferably, it is 0.001 to 0.006%, and still more preferably, it is 0.001 to 0.004%.
  • the lead-free steel for machine structural use includes one of (Ca, Mg) S and (Ca, Mg, Mn) S as sulfide-based inclusions. Or it is preferable to contain two types. There are various sulfides of S with Ca, Mg, and Mn. Among them, composite sulfides of Ca, Mg, and S (C a, By containing at least one of Mg) S or a complex sulfide (Ca, Mg Mn) S of Ca, Mg, Mn, S, the wear resistance of carbide tools can be significantly improved. BRIEF DESCRIPTION OF THE FIGURES
  • FIG. 1 is an explanatory view showing a method for evaluating the deep hole property of a drill in Embodiment 1;
  • FIG. 2 is a drawing substitute photograph showing an image of each element in the steel X of the present invention in Embodiment 6; ,
  • FIG. 3 is a drawing substitute photograph showing an image of each element attached to the tool obtained by cutting the steel X of the present invention in Embodiment 7;
  • FIG. 4 is a drawing substitute photograph showing an image of each element attached to a tool obtained by cutting conventional steel Y in Embodiment 7;
  • FIG. 5 is a drawing substitute photograph showing an image of each element attached to a tool obtained by cutting conventional steel Z in Embodiment 7; BEST MODE FOR CARRYING OUT THE INVENTION
  • Embodiment 1 The test results are shown below as exemplary embodiments.
  • Embodiment 1 The test results are shown below as exemplary embodiments.
  • Conventional steel B is a free-cutting Pb steel containing 0.1% of syrup1 ?.
  • the S content and the O content are outside the scope of the present invention.
  • Conventional steel C does not contain Ca and Mg.
  • Each steel material was melted in a 100 kg vacuum melting furnace and forged to a diameter of 60 mm at 1200 ° C, and a part was further forged to a 40 x 70 mm square bar. Then, in each case, after quenching at 880 ° C, tempering was performed at 580 ° C.
  • a machinability test, a tensile test, and an impact test in the forging and elongation direction (hereinafter referred to as the L direction) were performed using ⁇ 6 Omm material.
  • an impact test was performed using a 40X7 Omm square bar in the direction perpendicular to the forging direction (hereinafter referred to as the T direction).
  • Table 2 shows the machinability test methods and cutting conditions.
  • the tensile test pieces were JISS No. 4 test pieces, and the impact test pieces were JISS No. 3 test pieces.
  • drill deep hole test which is one of machinability tests, as shown in FIG. 1, and measure the cutting resistance (torque) from the puncture hole starts
  • the torque tau 2 is stable drilling torque 1 ⁇ 2
  • the drilling time t until it doubles is defined as “stable drilling time”, and “stable drilling time (sec)” x “stable drilling depth (mm)” defined by “feed rate (mm / sec) j” is calculated. evaluated.
  • Embodiment Copper species Chemical composition (% by weight, Ca, Mg, 0 is PP m)
  • inventive steel D and conventional steels E to G in non-heat treated steel were prepared and compared.
  • Conventional steel E is a free-cutting Pb steel containing 0.17% Pb.
  • Conventional steel F is a free-cutting steel with a combined addition of Pb and Ca that contains 0.18% Pb and 22 ppm of Ca.
  • Conventional steel G does not contain Ca and Mg.
  • A1 exceeds 0.010%.
  • Each steel material was smelted in a 30 kg vacuum melting furnace and forged at 1,200 ° C to ⁇ 40 mm, and a part was further forged to 40 X 7 Omm square bar. After that, each was kept at 1200 ° C for 30 minutes, and air-cooled heat treatment was performed.
  • the steel D of the present invention in the non-heat treated steel exhibited better characteristics than the conventional steels E to G in all evaluation items.
  • the performance of carbide tool wear and drill life was much better than conventional Pb free-cutting steel.
  • the drill life which is an advantage of Pb free-cutting steel, has been significantly improved. This is due to the combined addition of Mg and Ca along with an increase in the S content level after controlling the amount of oxides and their morphology by reducing them.
  • Inventive steels ⁇ and I are the most different in that Bi was added to inventive steel ⁇ .
  • Conventional steel J is a free-cutting steel containing a large amount of S and Pb.
  • the A1 content of both conventional steels J and K exceeds 0.010%.
  • Each steel material was smelted in a 100 kg vacuum melting furnace and forged at 1200 ° C (6> 60 mm, and partly further forged to a square of 40 X 7 O mm). After that, normalizing heat treatment was performed for 60 minutes at a temperature of 900 ° C.
  • a machinability test was performed using ⁇ 6 Omm material. Also, after performing a tensile test and a L-direction impact test piece from ⁇ 6 Omm material and a T-direction impact test from a 40 x 70 mm square piece, they were quenched at 880 ° C. After tempering at 80 ° C, finishing was performed, and then mechanical tests were performed.
  • test method and the like are the same as in the first embodiment.
  • the steels H and I of the present invention in case hardening steel exhibited superior characteristics, at least in machinability, to those of conventional steels J and K. In terms of mechanical properties, excellent properties that were almost the same as those of conventional steel were maintained.
  • steel L of the present invention conventional steels M and N, and comparative steel O were prepared based on a non-heat treated steel, and the fatigue characteristics were compared.
  • Conventional steel M is a free-cutting steel containing Pb
  • conventional steel N is a lead composite free-cutting steel with Ca added to Pb.
  • the O was increased to exceed 20 ppm with respect to the present steel.
  • Each steel material was melted in a 30 kg vacuum melting furnace and forged to 1200 mm at 120 ° C. After maintaining the temperature at 1200 ° C for 30 minutes, air-cooled heat treatment was performed.
  • the steel L of the present invention has almost no difference in tensile strength compared to the conventional steel M (lead free-cutting steel) and the conventional steel N (lead composite free-cutting steel). In terms of ratio, it exhibited the same or better characteristics.
  • the comparative steel O which has a higher oxygen content than the steel L of the present invention, has poor fatigue properties. This is thought to be due to an increase in the amount and size of oxide inclusions.
  • Embodiment 4 (non-tempered copper)
  • the continuous production test was performed using a 130 ton electric furnace-LF (Ladle Refining Furnace)-RH (vacuum degasser), and then a 37 Omm X 530 bloom continuous production machine. Then, it was tested whether 130 ton of molten metal could be formed by the continuous machine.
  • LF Ladle Refining Furnace
  • RH vacuum degasser
  • the steel X of the present invention based on the non-heat treated steel shown in Table 8 was prepared, and the inclusions in the steel were observed.
  • the steel X of the present invention was melted in a 30 kg vacuum melting furnace and forged at 1200 ° C to ⁇ 4 Omm. Thereafter, the temperature was maintained at 1200 ° C for 30 minutes, and air-cooled heat treatment was performed.
  • Figure 2 shows the results of inclusion observation.
  • This figure is a drawing substitute photograph showing an SEM image and images of the Mn, Si, Mg, S, A1, Fe, O, P, and Ca elements at the same position.
  • Mn, Mg, S and Ca were detected in the same inclusion, and the presence of Mn S, (Mg, Ca) S and (Mn, Mg, Ca) S was confirmed.
  • the shape of the inclusion is generally sulfide represented by MnS, which becomes rod-like after forging, but is spherical in the present invention steel. This is thought to reduce the notch effect due to inclusions during the mechanical property test and improve the impact anisotropy of the mechanical property.
  • Conventional steel Y is a lead composite free-cutting steel containing Pb and Ca.
  • Conventional steel Z does not contain Pb, but increases the amount of A1 and stops adding both Ca and Mg. These manufacturing methods were the same as those of the steel X of the present invention. Table 9 shows the test results.
  • steel X of the present invention was superior to conventional steels Y and ⁇ ⁇ ⁇ ⁇ in all evaluation items!
  • Figs. 3 to 5 show the observation results of the alloy element distribution.
  • These figures show an SEM image of the tool rake face wear surface after the wear test and images of Ca, S, Mn, Mg, W, Fe, Si, A1, and O elements at the same position, respectively. It is a drawing substitute photograph shown.
  • Mn, S, Ca, and Mg adhered to the rake face wear portion of the tool. This suggests that the combined effect of MnS and (Ca, Mg) S exerted a lubricating effect and suppressed the progress of tool wear.
  • Example 2 more steels of the present invention and comparative steels were prepared, and the machinability and other evaluations were performed in the same manner as in Example 1.
  • Tables 10 to 12 78 types of steels, al to a78, having variously changed components within the component range of the present invention were prepared as shown in Tables 10 to 12. As shown in Table 13, eight types of steels b1 to b8 were prepared as comparative steels, which deviate from the composition range of the present invention.
  • Comparative steel b1 has an S content below the lower limit, and comparative steel b2 has an S content exceeding the upper limit.
  • Comparative steel b3 has an A1 content exceeding the upper limit.
  • Comparative steel b4 has a lower Ca content than the lower limit, and comparative steel b5 has a higher Ca content than the upper limit.
  • Comparative steel b6 has an Mg content below the lower limit, and comparative steel b7 has an Mg content exceeding the upper limit.
  • Comparative steel b8 has an O content exceeding the upper limit.
  • each steel was performed in the same manner as in Embodiment 1 for the tempered steel, and in the same manner as in Embodiment 2 for the non-heat-treated steel.
  • Tables 14 to 17 to be described later those with data in the items of quenching and tempering are tempered steels, and those with data in the items of air cooling (after heating at 120 ° C). It is a non-heat treated steel.
  • Table 18 shows the criteria for ⁇ , ⁇ , and X for each evaluation item.
  • the comparative steel b1 whose S content fell below the lower limit, did not have sufficient properties in terms of carbide tool wear, chip disposal index, drill deep hole properties, and drill life.
  • Comparative steel b2 whose S content exceeds the upper limit, did not have excellent impact anisotropy and durability ratio.
  • the comparative steel b3 is made of a non-heat treated steel, compared with the non-heat treated steel (air-cooled steel) in the present invention steels al to a78, almost all of the above steels of the present invention have a Pb While the deep hole drilling life and the drill life, which are the characteristics of steel cutting, are very good, the comparative steel b3 does not reach a very good level but remains at a good level.
  • Comparative steel b4 whose Ca content was below the lower limit, was not excellent in carbide tool wear, drill life, and impact anisotropy.
  • Comparative steel b5 whose Ca content exceeded the upper limit, did not have an excellent durability ratio.
  • Comparative steel b6 whose Mg content fell below the lower limit, was not excellent in carbide tool wear, drill life and impact anisotropy.
  • Comparative steel b7 whose Mg content exceeded the upper limit, did not have an excellent durability ratio.
  • the comparative steel b8 whose O content exceeds the upper limit, was not superior in carbide tool wear, drill life and durability ratio.
  • Pb-free, lead-free having properties equivalent to or higher than conventional Pb-containing free-cutting steel, excellent in machinability, and low in strength anisotropy Can be provided.

Description

明細書 被削性に優れ， 強度異方性の小さい鉛無添加の機械構造用鋼 技術分野
本発明は， 機械的性質の異方性が小さく， 広範な切削方法や切削条件におけ る被削性に優れ， かつ, 鉛を含有しない鉛無添加の機械構造用鋼に関する。 背景技術 .
近年の切削加工の高速化， 自動化の発展に伴って， 機械構造用部品に使用さ れる鋼材の被削性が重要視されるようになり， 被削性を改善した鋼いわゆる快 削鋼の需要が高まっている。 しかも， 鋼材の必要強度は厳しくなりつつある。 鋼材を高強度化した場合には被削性は劣化する。 すなわち近年の機械構造用鋼 には， 高強度化と被削性という相反する特性の改善が要求されている。
現在， 一般的に使用されている快削鋼としては， P b , S , C aを含有させ た鋼材がある。 この中でも， P bを含有する P b快削鋼は， 基本鋼と比較して 機械的性質の劣化が小さく , 一般の旋削加工において切粉処理性め改善を示し， ドリル加工， タップ加工， リーマ加工， 中ぐり加工等の工具寿命の延長を図る ことができるという優れた特徴を有している。 また， P b快削鋼は， (穴深さ Z ドリル直径） 3となる深穴のあけ加工時に切屑の排出を容易にし， 突発的な 切屑つまりによる工具の折損防止にも優れている。
また， P bに加えて他の S , C a等を加えてこれらの優れた特性を付加した P b複合快削鋼も種々開発されている。
し力 しながら， 上記従来の P b含有快削鋼においては， 次の問題がある。 即ち， P bは， 上記のごとく被削性向上には非常に有効である力 環境面で は有害性を有する物質である。 そのため， 近年の環境問題への関心の高まりか ら， P bを含有することなく， P b含有快削鋼に匹敵する鋼材の開発が望まれ ている。
一方， 従来より P bを含有しない他の快削鋼もあるが， これらは， 次のよう な欠点を有し， P b含有快削鋼の代替として使用できない場合が多い。
例えば， Sを添加した S快削鋼は， 比較的広範な切削加工に対して工具寿命 を延長させる改善効果を示すが， P b快削鋼にくらべて切粉処理性が悪い。 ま た， Sを含有する場合には， 介在物として存在する M n Sが熱間圧延あるいは 熱間鍛造中に延伸するため， 圧延方向から直角方向に近づくにつれて衝撃強度 等の機械的性質が低下する， 強度異方性という問題がある。 したがって， 衝撃 強度が重要とされる部品を対象とした鋼材は S含有量をできるだけ抑える必要 があり， その結果十分な被削性が得られない場合がある。
また， C a脱酸により鋼中の酸化物系介在物を低融点化させた C a脱酸快削 鋼は， 鋼材の強度特性にほとんど影響を及ぼさず， 高速切削領域の超硬工具寿 命に著しい延長効果を示す。 しかし， C a脱酸快削鋼は超硬工具寿命以外の被 削性改善効果がほとんど認められないため， オールラウンドの被削性を得るた めに Sあるいは P bとの複合で使用される場合が一般的である。
従来の C a脱酸快削鋼とは異なり， S快削鋼の欠点である強度異方性を C a 添カ卩によって鋼中の介在物を均一に分散■分布させることから改善し， 同時に 被削性も向上させた例として特公平 5— 1 5 7 7 7号に記載された鋼材がある。 この場合， C a脱酸快削鋼のような欠点はないが， 十分な被削性を得るには多 量の Sを添加する必要がある。 その場合に硫化物を形態制御させるために必要 十分な量の C aを鋼材中に含有させることは C a歩留りが低いため量産鋼とし ての製造は極めて困難である。
また上記の C aと同様な効果を狙った ί列として特公昭 5 2— 7 4 0 5号公報 に記載された鋼材がある。 これらは， M g， B aの第 1群元素の 1種または 2 種と S， S e , T eよりなる第 2群元素の 1種以上を含有した快削鋼である。 この鋼材は， Oを 0. 004〜0. 012%の範囲で積極的に添加していので， 疲労強度に劣るおそれがある。 さらに Oの積極添加により鋼中の酸化物が増加 し， ドリル加工性等の切削性の低下も予想される。
また特公昭 51—4934号公報の快削鋼においては， Mg, 8 &の第1群 元素の 1種または 2種と S， S e， T eよりなる第 2群元素の 1種以上を含有 した快削鋼と， さらに C aを選択的に含有した快削鋼が開示されている。 しか し， この鋼は， Oを 0. 002〜0. 01%の範囲で積極的に添加している。 そのため， 疲労強度に劣るおそれがある。 さらに Oの積極添加により鋼中の酸 化物が増加し， ドリル加工性等の切削性の低下も予想される。
また特開昭 51— 63312号公報には， Sと Mgと C a, B a, S r, S eおよび T eの元素の 1種以上を含有する快削鋼が開示されている。 しかし， 当該公報には， 鋼の具体的な成分系が示されておらず， 技術の開示が不十分で ある。 また， この鋼は， A 1脱酸を前提としており， A1含有量が 0. 02% を超え， O量の限定もなく， 疲労強度に劣るおそれがある。 さらに Oの積極添 加により鋼中の酸化物が増加し， ドリル加工性等の切削性の低下も予想される。 本発明は， かかる従来の問題点に鑑みてなされたもので， Pbを含有せず， かつ, 従来の Pb含有快削鋼と同等以上の特性を有する， 被削性に優れ， 強度 異方性の小さい鉛無添加の機械構造用鋼を提供しようとするものである。 発明の開示
請求の範囲第 1の発明は， 重量％において， C： 0. 10-0. 65%， S i ： 0. 03〜： L . 00 %, Mn： 0. 30〜 2. 50%, S ： 0. 03〜 0. 35%, C r ： 0. 1〜 2. 0%, A 1 ： 0. 010 %未満， C a ： 0. 00 05〜0. 0200/o， Mg : 0. 0003〜0. 020 %を含有し， 0 : 20 p p m未満であり， 残部 F eおよぴ不可避不純物からなることを特徴とする， 被削性に優れ， 強度異方性の小さい鉛無添加の機械構造用鋼にある。 本発明において最も注目すべきことは， A 1及び Oの含有量を上記特定の範 囲に低減し， かつ， S含有量を一般レベルよりも高め， さらに Mg及び Caを 複合添加し， Pbの添加を完全に無くした点にある。
なお， 機械構造用鋼は， 調質強靱鋼， 非調質鋼， 肌焼鋼という 3種類の鋼種 に大きく分類され， 用途等によって使い分けられる。 そのため， 本発明の鉛無 添加の機械構造用鋼においても， これらの 3種類の鋼種ごとに若干成分範囲の 好ましい範囲が異なる場合がある。
以下に， 上記構成成分の限定理由について， 上記 3種類の鋼種における好ま しい範囲をまじえて説明する。
C： 0. 10〜0. 65%,
Cは， 機械構造用鋼としての強度を確保するための必須元素であり， 0. 1 0°/0以上添加する。 しかし， 多すぎると硬さ増加から靱性および被削性の劣化 を招くため上限を 0. 65 %とする。
特に， 調質強靱鋼の場合には， 好ましくは 0. 28〜0. 55%であり， よ り好ましくは 0. 32〜0. 48%がよい。
非調質鋼の場合には， 好ましくは 0. 10〜0. 55%であり， より好まし くは 0. 35〜0. 50%がよい。
肌焼鋼の場合には， 好ましくは 0. 10〜0. 30%であり， より好ましく は 0. 1 2〜0. 28%がよレヽ。
S i ： 0. 03〜1. 00%,
S iは， 製鋼時の脱酸剤として不可欠であるため下限を 0. 03%とする。 し力 し， 過剰に添加すると延性を低下させるほ力、， 鋼中に高硬度の介在物であ る S i 02を生成させて被削性も劣化させるため上限を 1. 00%とする。
S iは上記 3種類のいずれの鋼種においても， 好ましくは 0. 10〜0. 5 0%であり， より好ましくは 0. 15〜0. 35%がよい。
Mn : 0. 30— 2. 50%, Mnは， 一般に鋼の強度， 靱性， 熱間延性， 焼入性を確保する上で重要な元 素であり， かつ， 本発明において， 硫化物系介在物生成に不可欠な元素である ため 30%以上添加する。 し力 し， 多すぎると硬さ増加から被削性が劣化 するため上限を 2. 50%とする。
Mnは上記 3種類のいずれの鋼種においても， 好ましくは 0. 40〜2. 0 0%であり， より好ましくは 0. 60〜1. 50%がよい。
S ： 0. 03〜0. 35%,
Sは， 被削性を改善させる硫化物系介在物の生成元素であり， 被削性改善効 果を得るためには少なくとも 0. 03%以上添加する必要があり， Sの増量に 伴い被削性は向上する。 し力 し， 多すぎると C aおよび Mgによる硫化物形態 制御が困難となり， 衝撃異方性が劣化するため， 上限を 0. 35%とする。
Sは上記 3種類のいずれの鋼種においても， 好ましくは 0. 04〜0. 30% であり， より好ましくは 0. 08〜0. 20%がよい。
C r ： 0. 1〜2. 0%,
C rは， 鋼の焼入性および靭性を向上させるために添加する。 その効果を得 るため C rは 0. 1%以上必要である。 一方， 多量に添加した場合には被削材 の硬さが増加することから， 被削性確保のためには C rは 2. 0 %以下とする 必要がある。
C rは上記 3種類のいずれの鋼種においても， 好ましくは 0. 10〜1. 5 0%であり， より好ましくは 0. 15〜1. 20%がよい。
A 1 ： 0. 010 %未満，
A 1量が 0. 010 %以上の場合には， 高硬度の A 12O3よりなる介在物が生 成され， 被削性の劣化および疲労強度の低下を招いてしまう。
なお， A 1.については， 上記 3種類の鋼種における好適な範囲の差異はほと んどない。
C a ： 0. 0005〜0. 020%, Caは， Mn, Mgと共に硫化物生成元素であるとともに， Al， S iとの 複合酸化物をも生成し， 被削性向上効果および硫化物形態制御による機械的性 質の異方性改善効果がある。その効果を得るためには少なくとも 0. 0005% 以上必要である。 また製鋼段階での C a歩留りは非常に悪く， 必要以上に含有 させてもその効果が飽和するため， じ&の上限を0. 020%とする。
C aは上記 3種類のいずれの鋼種においても， 好ましくは 0. 0005〜0. 0060%であり， より好ましくは 0. 0005〜0. 0040%がよい。 Mg ： 0. 0003〜0. 020%,
Mgは， C aと同様の効果を示し， C aと複合で存在させた場合に大きな被 削性改善効果および機械的性質の異方性改善効果が得られる。 その効果を得る ためには少なくとも 0. 0003%以上必要である。 一方， 必要以上に含有さ せてもその効果が飽和状態となり， 無駄であるため Mgの上限を 0. 020% とする。
Mgは上記 3種類のいずれの鋼種においても， 好ましくは 0. 0003〜0. 0060%であり， より好ましくは 0. 0005〜0. 0040%がよい。 O： 20 ρ m未満
Oは， 被削性に有害な酸化物系の硬質介在物の生成を抑制する点から極力低 減させることが望ましい。 Oが 20 p 以上となると， 酸化物系の硬質介在 物の生成量が増えて被削性を損なうと共に， 疲労強度が低下するため， Oを 2 0 p pm未満とする必要がある。
なお， Oについては， 上記 3種類の鋼種における好適な範囲の差異はほとん どない。
このように， 本発明では， A 1および Oの含有量を上記のごとく制限するこ とにより酸化物形態を制限し， かつ， S含有量を一般レベルよりも高め， C a および Mgを同時に鋼中に含有させることにより， 衝撃特性の劣化， 特に衝撃 異方性 （強度異方性） を最小限に抑えることができ， 力つ Pb含有の快削鋼並 に被削性を向上させることができる。 この強度異方性及び被削性向上効果は， C aと Mg—方のみを鋼材中に存在させる場合よりも大きな改善効果となる。 さらに， 本発明では A 1および Oの含有量を上記のごとく制限することによ り， 被削性向上効果に加えて疲労強度の改善等の効果をも得ることができる。 次に， 請求の範囲第 2の発明は， 重量％において， C : 0. 10〜0. 65% S i ： 0. 03〜： L. 00%, Mn : 0. 30〜 2. 50%, S ： 0. 03〜 0. 35%， C r ： 0. 1〜 2. 0 %, A 1 ： 0. 005 %未満， C a ： 0. 0005〜0. 020%， Mg : 0. 0003〜0. 020 %を含有し， O： 20 p m未満であり， 残部 F eおよぴ不可避不純物からなることを特徴とす る， 被削性に優れ， 強度異方性の小さい鉛無添加の機械構造用鋼にある。
本発明において最も注目すべきことは， 上記の請求の範囲第 1の鉛無添加の 機械構造用鋼に比べて， さらに A 1含有量を低減し， 0. 005%未満とする ことである。
そして， この鉛無添カロの機械構造用鋼においては， A 1を 0. 005 %未満 とすることにより， 実際の製造上問題となる連続铸造性を大幅に改善すること ができる。
即ち， 上記 A 1の含有量が 0. 005%以上となった場合には， 溶鋼中に多 量の C a S生成を促し， C a Sが連続铸造用のノズルに堆積し， これを閉塞し やすくなるという問題がある。 この問題を上記 A 1含有量の 0. 005 %未満 という制限により， 確実に解消することができる。
また， 請求の範囲第 3の発明のように， 上記鉛無添加の機械構造用鋼は， さ らに M o : 0. 05〜： L. 00%, N i ： 0. 1〜3. 5%, V： 0. 01〜 0. 50%， N b ： 0. 01〜 0. 10%, T i ： 0. 01〜 0. 100ん B ： 0. 0005~0. 0100%から選択した 1種または 2種以上を含有するこ とが好ましい。
これらの好ましい成分の成分範囲の限定理由を以下に示す。 Mo ： 0. 05〜； L . 00 %, N i : 0. 1〜 3. 5%,
Mo, N iは， 鋼の焼入性および靭性を向上させる元素で必要な場合に添加 する。 その効果を得るため， Moは 0. 05%以上， Ν ΗάΟ. 1%以上添加 することが好ましい。 多量に添加した場合には被削材の硬さが増加することか ら， 被削性確保のためには， Μ οは 1. 00 %以下， N iは 3. 5 %以下とす ることが好ましい。
Moは上記 3種類のいずれの鋼種においても， 好ましくは 0. 10〜0. 4 0%であり， より好ましくは 0. 15〜0. 30%がよい。
また N iは上記 3種類のいずれの鋼種においても， 好ましくは 0. 40〜3. 00%であり， より好ましくは 0. 40〜2. 00%がよい。
V： 0. 01〜0. 500ん
Vは析出強化作用の強い元素であるので， 焼入焼戻し処理を省略する場合に 添加する。 この効果を得るには 0. 01%以上添加することが好ましい。 一方, 0. 50%を超えて含有させても効果は飽和するので上限を 0. 50%とする ことが好ましい。
非調質鋼の場合には， より好ましくは 0. 05〜0. 35%であり， さらに 好ましくは 0. 05〜0. 30%がよい。
Nb ： 0. 01〜0. 10%, T i ： 0. 01〜0. 10%,
Nb, T iはそれぞれ炭窒化物を生成し， ピン止め効果により結晶粒を微細 化させる効果があり， 必要に応じて添加する。 この効果を得るには 0. 01% 以上必要であるが， 0. 10%を超えて含有させても効果は飽和するので上限 を 0. 10%とすることが好ましい。 より好ましくは 0. 01〜0. 08%で あり， さらも好ましくは 0. 01〜0. 06%がよい。
B ： 0. 0005〜0. 0100%,
Bには少量の含有で焼入性を向上させ， 鋼の機械的性質を向上させる効果が あり， 必要に応じて添加する。 この効果を得るには 0. 0005%以上必要で あるが， 0. 0100%を超えて含有させても効果は飽和するので上限を 0. 0100%とすることが好ましい。 より好ましくは 0. 0005〜0. 006 0%であり， さらに好ましくは 0. 0005〜0. 0040%がよい。
また， 請求の範囲第 4の発明のように， 上記鉛無添加の機械構造用鋼は， さ らに， B i : 0. 01〜0. 30%, REM： 0. 001〜0. 10%から選 択した 1種または 2種を含有することが好ましい。
これらの好ましい成分の成分範囲の限定理由を以下に示す。
B i : 0. 01〜0. 30%，
B iは機械的性質の異方性をほとんど劣化させることなく， 切屑処理性およ び穿孔性を改善するのに有効であるため， そのような特性が特に必要な場合に 添加する。 この効果を得るには 0. 01%以上必要であるが， 0. 30%を超 えて含有させても効果は飽和し， またコスト高となるため， 上限を 0. 30% とすることが好ましい。 より好ましくは 0. 01〜0. 10%であり， さらに 好ましくは 0. 01〜0. 08%がよい。
REM： 0. 001〜0. 10%,
REM (希土類元素） は硫化物の形態制御効果が大きいため， Mg， Caの 効果を助長させる場合に用いる。 なお， REMは主にCe， L a, Nd， P r， Smの混成合金から成るものである。 この効果を得るには 0. 001%以上の REMが必要であるが， 0. 10%を超えて含有させても効果は飽和し， また コスト高となるため， 上限を 0. 10%とすることが好ましい。 より好ましく は 0. 001〜0. 006%であり， さらに好ましくは 0. 001〜0. 00 4%がよい。
また， 請求の範囲第 5の発明のように， 上記鉛無添加の機械構造用鋼は， 硫 化物系の介在物として (C a, Mg) S, (Ca, Mg， Mn) Sの 1種または 2種を含有することが好ましい。 上記 Sと C a， Mg, Mnとの硫化物として は種々あるが， この中でも， 特に C a, Mg, Sによる複合的な硫化物 （C a， Mg) S， 或いは， C a, Mg, Mn, Sによる複合的な硫化物 （Ca， Mg Mn) Sの少なくとも一方を含有させることにより， 超硬工具摩耗性を大幅に 改善することができる。 図面の簡単な説明
第 1図は， 実施形態例 1における , ドリル深穴性の評価方法を示す説明図， 第 2図は， 実施形態例 6における , 本発明鋼 X中の各元素の像を示す図面代 用写真，
第 3図は， 実施形態例 7における ， 本発明鋼 Xを切削した工具に付着した各 元素の像を示す図面代用写真，
第 4図は， 実施形態例 7における ， 従来鋼 Yを切削した工具に付着した各元 素の像を示す図面代用写真，
第 5図は， 実施形態例 7における ， 従来鋼 Zを切削した工具に付着した各元 素の像を示す図面代用写真である。 発明を実施するための最良の形態
本発明の鉛無添加の機械構造用鋼の優れた特性を評価すべく， 調質強靱鋼， 非調質鋼， 肌焼鋼の 3種類の鋼種ごとに種々の試験を行った。
これらの試験結果を実施形態例として以下に示す。 実施形態例 1
本例では， 表 1， 表 3に示すごとく， 調質強靱鋼における発明鋼 Aと従来鋼 B, Cとを準備し， これらの比較を行った。
従来鋼 Bは， 卩1?を0. 1%含有する Pb快削鋼である。 また， この従来鋼 Bは， S含有量及び O含有量が本発明範囲から外れている。
また， 従来鋼 Cは， C a， Mgを添加していないものである。 各鋼材は， 100 k g真空溶解炉にて溶製し， 1200°Cにて φ 60 mmへ 鍛伸し， 一部はさらに 40 X 70mm角材に鍛伸した。 その後， いずれも 88 0 °Cにて焼入れ後， 580 °Cにて焼戻しの熱処理を実施した。
そして， φ 6 Omm材を用いて被削性試験， 引張試験， 鍛伸方向 （以下， L 方向と示す） の衝撃試験を実施した。 また， 40X 7 Omm角材を用いて鍛伸 方向と直角の方向 （以下， T方向と示す） の衝撃試験を実施した。
被削性試験方法と切削条件を表 2に示す。 なお， 引張試験片は J I S 4号試 験片を， 衝撃試験片は J I S 3号試験片を用いた。
被削性試験評価項目は本発明の目的が P b快削鋼に代替する鋼の開発にある ことに鑑み， Pb快削鋼の長所である切屑処理性， ドリル切削性を中心に評価 し
また， 被削性試験の一つであるドリル深穴性試験は， 図 1に示すように， 穿 孔開始から切削抵抗 （トルク） を測定し， そのトルク τ2が安定穿孔トルク 1\ の 2倍になるまでの穿孔時間 tを 「安定穿孔時間」 とし， 「安定穿孔時間 （s e c)」 X 「送り量 （mm/s e c)j で定義した 「安定穿孔深さ （mm)」 を算出し て評価した。
試験結果等を表 3に示す。
表 3より知られるごとく， 調質強靭鋼における本発明鋼 Aは， 全ての評価項 目において， 従来鋼 B， Cよりも優れた特性を示した。 特に， ドリル寿命につ いては， 従来の Pb快削鋼よりも格段に優れた性能を示した。 (表 1) 実施形態例 1〜3
実施形 銅種 化学成分 (重量％, Ca,Mg，0は PPm)
態例 Να C Si Mn P s Cu Ni Cr Mo A1 Nb V Pb Bi Ca g 0
1 発明鋼 A 0.39 0.24 0.99 0.014 0.096 0.13 0.15 1.14 0.007 - - - - 20 27 11 従来銅 B 0.38 0.22 0.81 0.013 0.015 0.12 0.08 1.13 一 0.003 - - 0.10 - - 一 21 靱銅
C 0.40 0.25 0.90 0.013 0.062 0.12 0.08 1.09 - 0.006 - - 一 - 一 - 15 発明鋼 D 0.40 0.26 1.19 0.023 0.175 0.10 0.04 0.18 - 0.002 - 0.12 - - 20 14 11
2 従来鋼 E 0.39 0.25 0.86 0.019 0.015 0.11 0.05 0.20 - 0.029 - 0.11 0.17 - - 一 19 非調質
鋼 F 0.40 0.25 0.90 0.018 0.060 0.09 0.04 0.18 - 0.014 - 0.11 0.18 - 22 - 16
G 0.40 0.25 0.99 0.018 0.098 0.10 0.04 0.19 0.014 - 0.11 - - - - 18 発明銅 H 0.21 0.23 0.98 0.018 0.090 0.13 0.70 0.49 0.20 0.003 0.050 - 一 一 30 21 17
3 1 0.20 0.24 0.97 0.019 0.092 0.12 0.69 0.50 0.20 0.003 0.040 - 一 0.040 24 11 16 肌焼鋼 従来鋼 J 0.20 0.24 0.76 0.019 0.020 0.14 0.71 0.49 0.19 0.025 0.050 一 0.11 - - - 16
K 0.21 0.25 0.86 0.017 0.054 0.12 0.70 0.50 0.20 0.020 0.050 一 - - - - 19
(¾2)
試験項目
超硬工具摩耗 切屑処理性 ドリル深穴性 ドリル寿命 工具 P20 P20 SKH51 ( φ 6mm) SKH51 ( φ 5mm) 切削速度 150m/min loOm/min 19m/min 27m/min 送り 0.2mm/rev 0.10, 0.15, 0.20mm/rev O.lmm/rev 0.2mm/rev 切込み 1.5mm 1.5mm ― 穿孔深度：15mm 切削油 乾 乾式 乾式 乾式
5分間切削後の 切屑処理性指数 安定穿孔深さ 溶損または折損 評価基準
横逃げ面摩耗量 (切屑個数 Z切屑重量） (図 1) までの穴数
(表 3) 実施形態例 1〜3
銅種 試験結果
実施形
態例 No. 超硬工具摩耗切屑処理性ドリル深穴性ドリル寿命切削試験片機械試験片引張強さ 衝撃異方性
(mm) 指数 (mm; (穴数） 硬さ (Hv) 硬さ (Hv) (Mpa) (T方向 L方向）
1 発明鋼 A 0.12 13 63 622 295 295 957 0.30
従来鋼 B 0.17 13 60 587 293 293 949 0.32 靱鐧
C 0.13 8 35 294 292 292 951 0.18 発明鲴 D 0.07 32 94 1149 244 244 791 0.35
2 従来鋼 E 0.14 21 69 688 244 244 789 0.52 非調質
鐦 F 0.12 32 94 928 240 240 780 0.42
G 0.12 26 47 933 241 241 780 0.27 発明鋼 H 0.06 22 73 845 193 429 1294 0.48
3 I 0.06 39 94 996 192 430 1302 0.44 肌焼銷従来銅 J 0.09 21 73 730 188 426 1265 0.62
K 0.07 6 29 341 192 430 1297 0.23
実施形態例 2
本例では， 上述した表 1, 表 3に示すごとく， 非調質鋼における発明鋼 Dと 従来鋼 E〜Gとを準備し， これらの比較を行った。
従来鋼 Eは， Pbを 0. 17%含有する P b快削鋼である。 また， 従来鋼 F は， Pbを 0. 18%含有するととも C aを 22 p pm含有する P bと C aを 複合添加した快削鋼である。 また， 従来鋼 Gは， C a， Mgを含有していない ものである。 また従来鋼 E〜Gは， いずれも A 1が 0. 010%を超えている。 各鋼材は， 30 k g真空溶解炉にて溶製し， 1200 °Cにて φ 40 mmへ鍛 伸し， 一部はさらに 40 X 7 Omm角材に鍛伸した。 その後， いずれも 1 20 0 °Cの温度に 30分間保持した後， 空冷の熱処理を実施した。
そして， 04 Omm材を用いて被削性試験， 引張試験， L方向の衝撃試験を 実施した。 また， 40 X 7 Omm角材を用いて T方向の衝撃試験を実施した。 試験方法， 切削条件， 引張試験片および衝撃試験片は実施形態例 1と同様で ある。
試験結果等を上記表 3に示す。
表 3より知られるごとく， 非調質鋼における本発明鋼 Dは， 全ての評価項目 において， 従来鋼 E〜Gよりも優れた特性を示した。 特に， 超硬工具摩耗量， ドリル寿命については， 従来の P b快削鋼よりも格段に優れた性能を示した。 快削性に優れる鉛複合快削鋼である従来鋼 Fに比べ， P b快削鋼の長所であ るドリル寿命が格段に向上したのは， まさに， 従来鋼に比べ A 1と Oを同時に 低減して酸化物量およびその形態を制御した上で， S含有レベルを高めると共 に Mg, C aを複合添加したことによるものであって， これにより初めてなし えたものである。 実施形態例 3
本例では， 上述した表 1, 表 3に示すごとく， 肌焼鋼における発明鋼 H, I と従来鋼 J ， Kとを準備し， これらの比較を行った。
発明鋼 Ηと Iは， 発明鋼 Ηに B iを添加したことが最も大きく異なる点であ る。
従来鋼 Jは， 多量の Sと P bとを添加した快削鋼である。 また， 従来鋼 J , Kは， いずれも A 1含有量が 0 . 0 1 0 %を超えている。
各鋼材は， 1 0 0 k g真空溶解炉にて溶製し， 1 2 0 0 °Cにて (ί> 6 0 mmへ 鍛伸し， 一部はさらに 4 0 X 7 O mm角材に鍛伸した。 その後， いずれも 9 0 0 °Cの温度にて 6 0分間の焼ならし熱処理を実施した。
そして， φ 6 O mm材を用いて被削性試験を実施した。 また， φ 6 O mm材 より， 引張試験， L方向の衝擊試験片を， 4 0 X 7 O mm角材より T方向の衝 撃試験を粗加工した後， 8 8 0 °Cにて焼入れ， 1 8 0 °Cにて焼戻しを施してか ら仕上げ加工し， その後機械試験を実施した。
試験方法等は実施形態例 1と同様である。
試験結果等を上記表 3に示す。
表 3より知られるごとく， 肌焼鋼における本発明鋼 H， Iは， 少なくとも被 削性では， 従来鋼 J , Kよりも優れた特性を示した。 また， 機械的性質に関し ては， 従来鋼とほとんど差がない優れた特性が維持されていた。
特に B iを添カロした本究明鋼 Hは， ドリル寿命が飛躍的に向上している。 こ れは， B iによる低融点挙動により介在物の変形を増長させること， および複 合硫化物による工具摩耗の進行阻止効果によるものである。 実施形態例 4
本例では， 表 4に示すごとく， 非調質鋼ベースでの， 本発明鋼 L , 従来鋼 M， N， 比較鋼 Oを準備し， 疲労特性の比較を行った。
従来鋼 Mは P bを含有する快削鋼であり， 従来鋼 Nは P bの他に C aを加え た鉛複合快削鋼である。 比較鋼 Oは， 本 明鋼に対して， Oを増加させて 2 0 p p mを超えるように したものである。
各鋼材は， 3 0 k g真空溶解炉にて溶製し， 1 2 0 0 °Cにて ψ 6 0 mmへ鍛 伸した。 そして 1 2 0 0 °Cの温度に 3 0分間保持した後， 空冷の熱処理を実施 し
そして， φ β 0 mm材ょり試験片を削り出し， 引張試験， 小野式回転曲げ疲 労試験を実施した。
試験結果を表 5に示す。
表 5より知られるごとく，本発明鋼 Lは，従来鋼 M (鉛快削鋼)，従来鋼 N (鉛 複合快削鋼） と比べて， 引張強さではほとんど差がなく， 疲労限および耐久比 では同等以上の優れた特性を発揮した。 また， 本発明鋼 Lに対して酸素量が高 い比較鋼 Oは， 疲労特性が劣る。 これは， 酸化物介在物の量および大きさが増 したためであると考えられる。
実施形態例 4 (非調質銅)
銅種 化学成分 (重量％, Ca,Mg,0は ppm)
C Si Mn P S Cu Ni Cr Al V Pb Ca g 0
発明鋼 し 0.41 0.23 1.19 0.016 0.177 0.10 0.07 0.21 0.002 0.12 - 15 20 14
従来銅 0.43 0.25 0.86 0.019 0.015 0.11 0.06 0.19 0.029 0.11 0.15 - - 14
N 0.43 0.23 0.87 0.018 0.060 0.16 0.07 0.20 0.014 0.12 0.19 24 - 17
比較銅 0 0.41 0.22 1.20 0.015 0.174 0.10 0.07 0.20 0.001 0.12 - 8 7 31
8 1 実施形態例 4 (非調質鋼)
Figure imgf000020_0001
実施形態例 5
本例では， 調質強靱鋼と非調質鋼において， 連続錄造性の評価を行った。 こ の評価には， 表 6に示すごとく， 本発明鋼 P〜Sと比較鋼 T〜Wとを準備した。 比較鋼 T〜Wは， 発明鋼 P〜Sに対して A 1含有量を 0. 05%以上に増加さ せたものである。
連続铸造テストは， 130 t o n電気炉— LF (取鍋精鍊炉） — RH (真空 脱ガス装置） により溶製した後， 型格 37 Omm X 530のブルーム連続鎵造 機を用いて行った。 そして， 130 t o nの溶湯が上記連続铸造機により錄造 できるか否かをテストした。
テスト結果を表 7に示す。
表 7より知られるごとく， 1を0. 005%未満に低く抑えた本発明鋼 P 〜Sは， すべて， 铸造機のノズルを閉塞することなく 130 t o nすべての連 続鎵造を行うことができた。
これに対し， A 1量が 0. 005%以上の比較鋼 T〜Wは， いずれもノズル 閉塞が発生して， 130 t o nすべてを連続踌造することができなかった。
(表 6) 実施形態例 5
化学成分 (重量％, Ca,Mg,0，Nは ppm)
鋼種
C Si n P S Cu Ni Cr Mo Al V Ca g 0 N
P 0.39 0.22 1,20 0,019 0.174 0.19 0.10 0.19 0.03 0.002 0.12 10 9 11 127 鋼 Q 0.42 0.23 1.20 0.020 0.169 0.09 0.07 0.20 0.02 0.002 0.12 12 10 14 122 発明鐧
R 0.39 0.24 0.99 0.014 0.096 0.10 0.15 1.14 0.00 0.003 - 20 27 9 85 靱鋼 S 0.41 0.23 1.03 0.020 0.101 0.13 0.16 1.09 0.02 0.002 - 19 19 10 74 非調質 T 0.42 0.29 1.18 0.016 0.175 0.10 0.05 0.20 0.03 0.008 0.12 9 23 16 118 銅 U 0.40 0.43 1.25 0.017 0.152 0.15 0.08 0.20 0.05 0.008 0.12 8 10 13 124 比較鋼
V 0.40 0.25 1.00 0.012 0.103 0.07 0.16 1.10 0.01 0.007 一 18 25 11 87 靱鋼 W 0.40 0.26 0.98 0.018 0.100 0.13 0.16 1.12 0.03 0.009 - 20 21 11 82
(表 7)実施形態例 5
Figure imgf000022_0001
実施形態例 6
本例では， 表 8に示す非調質鋼ベースの本発明鋼 Xを準備し， 該発明鋼中に おける介在物を観察した。
本発明鋼 Xは， 30 k g真空溶解炉にて溶製し， 1200°Cにて ψ 4 Omm へ鍛伸した。 その後， 1200°Cの温度に 30分間保持した後， 空冷の熱処理 を実施した。
介在物観察結果を図 2に示す。 同図は， SEM像と， 同位置における Mn， S i , Mg， S， A 1 , F e , O, P， C a元素のそれぞれの像を示す図面代 用写真である。
同図より知られるごとく， Mn， Mg, Sおよび C aが同一介在物内で検出 されており， Mn S， （Mg, C a) Sおよび （Mn, Mg, C a) Sの存在が 確認された。 また介在物の形状は， 一般的に MnSで代表される硫化物は鍛伸 後に棒状になるが， 今回の発明鋼では球状である。 このことにより， 機械的性 質の試験時に介在物による切欠き効果を減少させて機械的性質の衝撃異方性が 改善されると考えられる。
Figure imgf000023_0001
実施形態例 7
本例では， 表 8に示すごとく， 本発明鋼 Xの他に従来鋼 Y Ζを準備し， こ れらに超硬工具摩耗量， 切屑処理性指数， ドリル深穴性， ドリル寿命を求める 試験を行った。 試験条件等は実施形態例 1と同様である。 そして， 工具のすく い面摩耗部 （クレータ摩耗部） での合金元素の分布を観察した。
従来鋼 Yは， Pbおよび C aを含有する鉛複合快削鋼である。 また， 従来鋼 Zは， P bは含有していないが， A 1量を增大させ， かつ， C a， Mgの両方 の添加をやめたものである。 これらの製造方法は本発明鋼 Xと同様とした。 試験結果を表 9に示す。
(表 9)
Figure imgf000024_0001
表 9より知られるごとく， 本発明鋼 Xは， 従来鋼 Y， Ζに比べてすべての評 価項目において優れて!/、た。
次に， 合金元素分布の観察結果を図 3〜図 5に示す。 これらの図は， 摩耗試 験後の工具すくい面摩耗部表面の SEM像と， 同位置における C a, S, Mn, Mg， W, F e, S i , A 1 , O元素の像をそれぞれ示す図面代用写真である。 図 3より知られるごとく， 本発明鋼 Xにおいては， 工具のすくい面摩耗部に は， Mn， S, C a , Mgが付着していた。 このことから， Mn Sと （Ca， Mg) Sの複合効果による潤滑作用が発揮され， 工具摩耗の進行が抑制された ものと思われる。
一方， 図 4より知られるごとく， 従来鋼 Yにおいては， 上記摩耗部には， C a, Sが， 摩耗端部には P bが付着している。 この結果から C a Sの潤滑作用 から摩耗の進行が抑制されたものと推定できるが， 本発明鋼 Xには及ばない。 また， 図 5より知られるごとく， 従来鋼 Zにおいては， Sがわずかに工具摩 耗部に分布しているが， F eと Oが多量に付着している。 F eの酸化物は工具 内の C oと置換現象を起こして工具の摩耗を促進させる作用があり， これによ り摩耗が激しかったと考えられる， 実施形態例 8
本例では， さらに多数の本発明鋼および比較鋼を準備し， 実施形態例 1と同 様に被削性その他の評価を行った。
まず， 本発明鋼としては， 表 1 0〜表 1 2に示すごとく， 本発明の成分範囲 内において成分を種々変化させた a l〜a 7 8の 7 8種類の鋼を準備した。 また， 比較鋼としては， 表 1 3に示すごとく， 本発明の成分範囲から外れる b 1〜 b 8の 8種類の鋼を準備した。
比較鋼 b 1は S量が下限をきるもの， 比較鋼 b 2は S量が上限を超えるもの である。 比較鋼 b 3は A 1量が上限を超えるものである。 比較鋼 b 4は C a量 が下限をきるもの， 比較鋼 b 5は C a量が上限を超えるものである。 比較鋼 b 6は M g量が下限をきるもの， 比較鋼 b 7は M g量が上限を超えるものである。 比較鋼 b 8は O量が上限を超えるものである。
各鋼の作製は， 調質鋼についは実施形態例 1と同様に， 非調質鋼については 実施形態例 2と同様にして行った。 なお， 後述する表 1 4〜表 1 7において， 焼入れ焼戻し処理の項目にデータがあるものが調質鋼であり， 空冷処理 （ 1 2 0 o °c加熱後） の項目にデータがあるものが非調質鋼である。
そして， 機械試験については， 調質鋼については焼入れ焼戻し処理後に， 非 調質鋼については 1 2 0 0 °C加熱後空冷後に行った。 その他は実施形態例 1〜 3と同様である。
評価結果を表 1 4〜表 1 7に示す。
結果をわかりやすくするために， 非常に良好なものは◎, 良好なものは〇， 悪いものは Xにより示した。
各評価項目の◎， 〇， Xの判断基準は表 1 8に示す。
表 1 4〜表 1 6より知られるごとく， すべての本発明鋼は， すべての評価項 目において優れた結果が得られた。 これに対し， 表 1 7より知られるごとく， 比較鋼においては， 評価項目すベ てを満足するものはなかった。
具体的には， S量が下限値を切った比較鋼 b 1は， 超硬工具摩耗， 切屑処理 指数， ドリル深穴性， ドリル寿命において十分な特性が得られなかった。
S量が上限を上回る比較鋼 b 2は， 衝撃異方性と耐久比とが優れなかった。
A 1量が上限を上回る比較鋼 b 3は， 超硬工具摩耗と耐久比とが優れなかつ た。 また， 比較鋼 b 3は， 非調質鋼よりなるので本発明鋼 a l〜a 7 8中の非 調質鋼 （空冷処理鋼） と比較すると， 上記本発明鋼はほぼすベて P b快削鋼の 特徴であるドリル深穴性およびドリル寿命が非常に優れているのに対し， 上記 比較鋼 b 3は非常に優れたレベルには達せず， 良好なレベルにとどまつている。
C a量が下限値を切った比較鋼 b 4は， 超硬工具摩耗， ドリル寿命， 衝撃異 方性が優れなかった。
C a量が上限を上回る比較鋼 b 5は， 耐久比が優れなかった。
M g量が下限値を切つた比較鋼 b 6は， 超硬工具摩耗， ドリル寿命， 衝撃異 方性が優れなかった。
M g量が上限を上回る比較鋼 b 7は， 耐久比が優れなかった。
O量が上限を上回る比較鋼 b 8は， 超硬工具摩耗， ドリル寿命， 耐久比が優 れなかった。
/.oooofcv:>ld OAV
Figure imgf000027_0001
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Figure imgf000028_0001
Figure imgf000029_0001
o o olo o o
Figure imgf000029_0002
(表 13)
鋼種 No. 化学成分 (重量％)
C Si n S Cr Al Ca Mg 0 Mo Ni V Nb Ti B Bi REM
bl 0.40 0.25 0.82 0.020 0.20 0.002 0.0016 0.0013 0.0015 ― ― 0.12 ― ― 一 一 一
b2 0.40 0.26 1.38 0.370 0.20 0.002 0.0014 0.0011 0.0016 一 一 0.12 ― ― 一 一 一
b3 0.41
比 0.25 1.20 0.171 0.20 0.012 0.0022 0.0010 0.0016 - ― 0.11 ― ― 一 ― ―
b4 0.41 0.25 1.22 0.161 0.20 0.002 0.0003 0.0011 0.0012 - - 0.12 ― 一 ― 一
b5 0.40 0.24
銅 1.20 0.165 0.19 0.002 0.0210 0.0018 0.0009 一 - 0.12 ― ― 一 一 ―
b6 0.40 0.25 1.19 0.162 0.20 0.002 0.0016 0.0002 0.0016 - - 0.12 - ― ― ― ―
b7 0.40 0.25 1.20 0.162 0.21 0.002 0.0018 0.0210 0.0014 - - 0.12 ― 一 ― 一 一
b8 0.41 0.26 1.23 0.162 0.20 0.002 0.0013 0.0011 0.0022 一 一 0.12 - 一 ― 一 -
9 (表 14)
超硬工具 切屑処理性 ドリル 空冷処理 焼入れ戻し処理
鋼 ドリル寿命 衝撃異方性 耐久比
No. 摩耗 指数 深穴性 硬さ 引張強さ 硬さ 引張強さ
種
yirai) 評価 (指数） 評価 、mm) 評価 (穴数) 評価 (Hv) (Mpa) (Hv) (Mpa) (TZL) 評価 (耐久比） 評俩 al 0.05 〇 21 〇 73 © 861 ◎ 182 - 401 1281 0.47 〇 0.49 〇 a2 0.09 〇 29 〇 76 ◎ 754 〇 一 - 301 972 0.36 〇 0.47 〇 a3 0.11 〇 14 〇 67 〇 650 〇 一 - 282 918 0.33 〇 0.50 〇 a4 0.12 〇 13 〇 62 〇 614 〇 一 - 306 994 0.33 〇 0.49 〇 本 a5 0.06 〇 34 O 94 ◎ 1241 ◎ 238 776 - - 0.36 〇 0.46 〇 発 a6 0.08 〇 31 〇 94 ◎ 1117 ◎ 254 820 一 一 0.34 〇 0.45 〇 明 a7 0.12 〇 14 〇 68 〇 675 〇 ― - 280 912 0.31 〇 0.51 〇 a8 0.12 〇 13 〇 64 〇 622 〇 - 325 1054 0.30 〇 0.49 〇 a9 0.06 〇 32 〇 94 ◎ 1212 ◎ 2 5 798 - - 0.35 〇 0.47 〇 alO 0.07 〇 34 〇 94 ◎ 1160 ◎ 248 807 - - 0.33 〇 0.44 〇 all 0.08 〇 32 〇 94 ◎ 1121 ◎ 252 818 - - 0.33 〇 0.45 〇 al2 0.08 〇 31 〇 94 ◎ 1106 ◎ 257 820 - 一 0.35 〇 0.45 〇 al3 0.11 〇 15 〇 68 〇 666 o - . - 289 935 0.32 〇 0.51 〇 al4 0.11 〇 14 〇 66 〇 648 〇 - 一 292 935 0.32 〇 0.50 〇 al5 0.07 〇 32 〇 94 ◎ 1128 ◎ 249 809 一 - 0.34 〇 0.46 〇 al6 0.08 〇 31 〇 94 ◎ 1100 ◎ 254 821 一 - 0.34 〇 0.45 〇 al7 0.11 〇 15 〇 68 〇 666 〇 - - 289 935 0.32 〇 0.51 〇 al8 0.11 〇 14 〇 66 〇 648 〇 - - 292 935 0.32 〇 0.50 〇 al9 0.07 〇 32 〇 94 ◎ 1128 ◎ 249 809 一 - 0.34 〇 0.46 〇 a20 0.08 〇 31 〇 94 821 - - 0.34 〇 0.45 〇 a21 0.11 ◎ 1100 ◎ 254
〇 13 〇 62 〇 664 〇 一 ― 294 938 0.41 〇 0.49 〇 a22 0.12 〇 14 〇 61 〇 621 〇 - - 288 934 0.40 〇 0.49 〇 a23 0.11 〇 15 〇 66 〇 668 〇 一 - 290 936 0.33 〇 0.50 〇 a24 0.11 〇 14 〇 64 〇 643 〇 - 一 296 940 0.32 〇 0.51 〇 a25 0.08 〇 31 〇 94 ◎ 1106 ◎ 253 820 一 - 0.34 〇 0.45 〇 a26 0.08 〇 31 〇 94 ◎ 1097 ◎ 258 823 - - 0.34 〇 0.45 〇 a27 0.11 o 15 〇 66 〇 668 〇 - - 290 936 0.33 〇 0.50 〇 a28 0.11 〇 14 〇 64 〇 643 〇 - - 296 940 0.32 〇 0.51 〇 a29 0.08 〇 32 〇 94 ◎ 1111 ◎ 243 790 - - 0.33 〇 0.46 〇 a30 0.08 〇 31 〇 94 ◎ 1102 ◎ 251 809 - - 0.34 〇 0.45 〇
(表 15)
超硬工具摩 切屑処理性 ドリル深穴 空冷処理
ドリル寿命 焼入れ戻し処理 衝撃異方性 耐久比
No. 耗 指 お 硬さ 引張強さ 硬さ 引張強さ
(mm) fjffi謂評価 、mm) P俩 〈穴^ ?俩 (Hv) (MDa) (Hv) (T/L) 評俩 (耐久比） 俩 a31 0.07 〇 32 〇 68 〇 821 〇 245 793 - 0.39 〇 0.45 〇 a32 0.06 〇 36 ◎ 94 ◎ 1296 ◎ 242 792 - - 0.31 〇 0.45 〇 a33 0.11 〇 14 〇 66 〇 660 〇 - - 288 937 0.33 〇 0.51 〇 a34 0.10 〇 15 〇 68 〇 692 〇 -- - 284 932 0.32 〇 0.50 〇 a35 0.10 〇 24 〇 94
0 ◎ 835 〇 - - 291 935 0.31 〇 0.51 〇 a36 0.1 〇 26 〇 94 ◎ 898 ◎ - - 286 932 0.31 〇 0.50 〇 a37 0.08 〇 27 〇 94
29 ◎ 1074 ◎ 250 810 - - 0.35 〇 0.46 〇 a38 0.08 〇 〇 94
1 ◎ 1082 ◎ 247 808 - - 0.33 〇 0.46 〇 a39 0.08 〇 3 〇 94 ◎ 1124 ◎ 251 810 - - 0.34 〇 0.46 〇 a40 0.07 〇 33 〇 94
61 ◎ 1155 ◎ 251 810 - - 0.33 〇 0.45 〇 a41 0.12 〇 14 〇 〇 621 〇 - - 288 934 0.40 〇 0.49 〇 a42 0.11 〇 13 〇 62 〇 664 〇 - 一 294 938 0.41 〇 0.49 〇 a43 0.11 〇 14 〇 64 〇 643 〇 - 一 296 940 0.32 〇 0.51 〇 a44 0.11 〇 15 〇 66 〇 668 〇 - - 290 936 0.33 〇 0.50 〇 a45 0.08 〇 31 〇 94 ◎ 1097 ◎ 258 823 - - 0.34 〇 0.45 〇 a46 0.08 〇 31 〇 94 ◎ 1106 ◎ 253 820 一 - 0.34 〇 0.45 〇 a47 0.11 〇 14 〇 64 〇 643 〇 - - 296 940 0.32 〇 0.51 〇 a48 0.11 〇 15 〇 66 〇 668 〇 -- - 290 936 0.33 〇 0.50 〇 a49 0.08 〇 31 〇 94 ◎ 1102 ◎ 251 809 一 - 0.34 O 0.45 〇 a50 0.08 〇 32 〇 94 ◎ 1111 ◎ 243 790 - - 0.33 〇 0.46 〇 a51 0.09 〇 32 〇 94 ◎ 1072 251 808 - 一 0.34 〇 0.44 〇 a52 0.09 〇 32 〇 94 © 1072 ◎ 251 808 - ― 0.34 〇 0.44 〇 a53 0.08 〇 33 〇 94 0.32 〇 0.45 〇 a54 0.06 ◎ 1121
〇 32 ◎ 248 811 - -
〇 94 1157 ◎ 253 814 一 - 0.36 〇 0.45 〇 a55 0.12 〇 15 〇 65 O 633 〇 一 - 295 932 0.31 o 0.51 〇 a56 0.10 〇 13 〇 66 〇 649 〇 - - 293 933 0.33 〇 0.50 〇 a57 0.08 〇 33 〇 94 ◎ 1121 248 811 一 - 0.32 〇 0.45 〇 a58 0.07 〇 33 〇 94 1149 ◎ 249 811 - 一 0.35 〇 0.45 〇 a59 0.08 〇 32 〇 94 ◎ 1155 ◎ 247 808 - 一 0.33 〇 0.46 〇 a60 0.07 〇 33 〇 94 1196 ◎ 251 810 - 一 0.35 〇 0.45 〇
(表 16)
超硬工具 切屑処理性 ドリル 空冷処理 焼入れ戻し処理
ドリル寿命 衝撃異方性 耐久比
Να 摩; 指数 深穴性 硬さ 引張強さ 硬さ 引張強さ
(mm) 評俩 (指数) 評俩 、mm) 評俩 (穴数) 評価 (Hv) ( pa) (Hv) (Mpa) (TZL) 評価 (耐久比） 評価 a61 0.11 〇 15 〇 67 〇 651 〇 - 一 292 938 0.31 〇 0.51 〇 a62 0.09 〇 15 〇 69 〇 673 〇 - 一 294 937 0.33 〇 0.50 〇 a63 0.09 〇 32 〇 94 ◎ 1158 ◎ 244 802 ― - 0.32 〇 0.45 〇 a64 0.07 〇 33 〇 94 ◎ 1188 ◎ 253 812 - - 0.35 〇 0.45 〇 a65 0.09 〇 31 〇 94 ◎ 1089 ◎ 254 821 - 一 0.34 〇 0.45 〇 a66 0.09 〇 31 〇 94 ◎ 1089 ◎ 254 821 一 - 0.34 〇 0.45 〇 a67 0.07 〇 37 ◎ 94
◎ 94 ◎ 1384 ◎ 249 809 - - 0.34 〇 0.45 〇 a68 0.07 〇 40 ◎ 1453 ◎ 251 813 - - 0.33 〇 0.45 〇 a69 0.11 〇 24 〇 68 〇 850 ◎ - - 289 935 0.32 〇 0.51 〇 a70 0.11 〇 26 〇 72 〇 904 ◎ - - 293 940 0.31 〇 0.50 〇 a71 0.07 〇 37 ◎ 94 ◎ 1384 ◎ 249 809 - - 0.34 〇 0.45 〇 a72 0.07 〇 38 ◎ 94 ◎ 1407 ◎ 251 813 - - 0.33 〇 0.45 〇 a73 0.07 〇 32 〇 94 ◎ 1329 250 810 - - 0.34 〇 0.45 〇 a74 0.07 〇 35 © 94 ◎ 1425 ◎ 250 810 - - 0.33 〇 0.45 〇 a75 0.09 〇 23 〇 66 〇 847 〇 - 一 290 936 0.32 〇 0.50 〇 a76 0.08 〇 25 o 69 〇 900 ◎ 一 一 291 936 0.31 〇 0.50 〇 a77 0.07 〇 33 〇 94 ◎ 1333 ◎ 248 809 一 - 0.34 〇 0.45 〇 a78 0.07 〇 34 〇 94 ◎ 1408 ◎ 253 811 ― 一 0.33 〇 0.45 〇
(表 17)
超硬工具 切屑処理性 ドリル 空冷処理 焼入; 戻し処理
鋼 ドリル寿命 衝撃異方性 耐久比
Να 指数 深穴性
種 硬さ 引張強さ 硬さ 引張強さ
(mm) 評価 (指数) 評価 、mm) 評価 (穴数) 評価 (Hv) (Mpa) (Hv) (Mpa) (T/L) 評価 (耐久比） 評価 bl 0.15 X 8 X 25 X 343 X 245 793 - - 0.39 〇 0.45 〇 b2 0.06 〇 36 ◎ 94
◎ ◎ 1306
71 ◎ 242 792 - - 0.15 X 0.40 X b3 0.14 X 30 〇 846 〇 253 810 - - 0.34
比 〇 0.41 X b4 0.14 X 33 0.45 〇 較 ◎ 94 ◎ 530 X 250 813 - - 0.26 X
b5 0.06 〇 32
鋼 ◎ 94 ◎ 1159 ◎ 256 811 ― - 0.36 〇 0.41 X b6 0.14 X 32 ◎ 94 ◎ 538 X 247 802 - - 0.25 X 0.45 〇 b7 0.07 〇 33 ◎ 94 ◎ 1162 ◎ 246 799 —― - 0.36 〇 0.40 X b8 0.13 X 30 ◎ 87 ◎ 544 X 249 804 - 一 0.34 〇 0.41 X
(表 18)
Figure imgf000035_0001
上述のごとく， 本発明によれば， P bを含有せず， かつ， 従来の P b含有快 削鋼と同等以上の特性を有する， 被削性に優れ， 強度異方性の小さい鉛無添加 の機械構造用鋼を提供することができる。

Claims

請求の範囲
1. 重量0 /0において， C： 0. 10〜0. 65%, S i ： 0. 03〜1. 00% Mn ： 0. 30〜 2. 50%， S ： 0. 03〜0. 35%， C r ： 0. 1〜2. 0%, A 1 : 0. 010 %未満， C a : 0. 0005〜0. 020%, Mg : 0. 0003〜0. 020%を含有し， O： 20 p pm未満であり， 残部 F e および不可避不純物からなることを特徴とする， 被削性に優れ， 強度異方性の 小さ 、鉛無添加の機械構造用鋼。
2. 重量0 /。において， C : 0. 10〜0. 65%， S i ： 0. 03〜： L. 00% Mn ： 0. 30〜 2. 50 %, S ： 0. 03〜0. 350ん C r ： 0. 1〜2.
0 %, A 1 ： 0. 005 %未満， C a ： 0. 0005〜0. 020%， Mg : 0. 0003〜0. 020%を含有し， O： 20 p pm未満であり， 残部 F e および不可避不純物からなることを特徴とする， 被削性に優れ， 強度異方性の 小さ 、鉛無添加の機械構造用鋼。
3. 請求の範囲第 1又は 2において， さらに Mo : 0. 05〜1. 00%， N
1 ： 0. 1〜3. 5 %, V： 0. 01〜0. 50%, Nb : 0. 01〜0. 1 0%, T i ： 0. 01〜 0. 10%, B ： 0. 0005〜 0. 0100 %から 選択した 1種または 2種以上を含有することを特徴とする， 被削性に優れ， 強 度異方性の小さレ、鉛無添加の機械構造用鋼。
4. 請求の範囲第 1〜 3のいずれか 1項において， さらに， B i : 0. 01〜 0. 30%, REM： 0. 001〜0. 10 %から選択した 1種または 2種を 含有することを特徴とする， 被削性に優れ， 強度異方性の小さい鉛無添加の機 械構造用鋼。
5. 請求の範囲第 1〜4のいずれか 1項において，硫化物系の介在物として（C a， Mg) S, (C a, Mg, Mn) Sの 1種または 2種を含有することを特徴 とする， 被削性に優れ， 強度異方性の小さい鉛無添加の機械構造用鋼。
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