WO2004015155A1 - 切屑破砕性にすぐれた機械構造用鋼 - Google Patents

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Masakazu Hayaishi
Takashi Kano
Noriyuki Yamada
Katsuaki Siiki
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Honda Giken Kogyo Kabushiki Kaisha
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Definitions

  • the present invention relates to a mechanical structure that is excellent in chip crushability when cutting with a carbide tool.
  • the steel for machine structural use of the present invention has a feature in the form of sulfide-based inclusions therein.
  • Ta the term "Ca-containing sulfide-based inclusions” refers to inclusions mainly composed of CaO, which are surrounded by inclusions mainly composed of sulfides. Refers to inclusions in the structure.
  • MnS inclusions finely dispersed refers to particles that are finer than MnS inclusions in conventional steel, and are not agglomerated or concentrated and averaged in the steel. Means the state of distribution.
  • the “aspect ratio” is the value obtained by dividing the major axis by the minor axis of the inclusion particles seen when the sample is cut parallel to the rolling direction and observed. Background art
  • Pb-free free-cutting steel a common problem with Pb-free free-cutting steel is the friability of chips. As is well known, in automated machining, not only the tool life is shortened, but if the chip is not well-framed, chips and / or workpieces may become entangled or chip conveyors may cause poor conveyance. And it can easily hinder automation. Lead free-cutting steel If we give up the enjoyment of the excellent chip breaking property, it is necessary to improve the chip breaking property of the free-cutting steel and calcium free-cutting steel, which is the mainstream of Pb-free free-cutting steel.
  • the applicants have been conducting research and development in this field. It is useful to use the Ca-containing sulfide-based inclusions mentioned at the beginning, that is, the inclusions mainly composed of Ca ⁇ as the core, and the sulfide-based inclusions surrounding the core. Discovery is part of that.
  • a sulfide-based coating with a low coefficient of friction with chips is formed on the tool surface, the coating has the effect of reducing the "curl radius" that rolls up when chips are generated, resulting in reduced chip formation.
  • the mechanism is that it is easily broken.
  • Such a sulfide-based coating can be realized only when the Ca-containing sulfide-based inclusion having a specific shape occupies a specific quantitative range among all sulfide-based inclusions. It is clear that we will do it. Disclosure of the invention
  • An object of the present invention is to provide a free-cutting steel for machine structures based on the above-mentioned new findings.
  • free inclusions especially sulfide-based inclusions, to provide good tool life and to enhance the friability of chips to facilitate machining automation to provide free-cutting steel for machine structures Is to do.
  • the steel for machine structural use according to the present invention which achieves the above object and has excellent chip breaking properties, is a steel containing an alloy component necessary for steel for machine structural use, and has an average particle size of not less than 1.0 m.
  • there MnS inclusions S content 0.01% per 5 / ⁇ m 2 or more present to us is, in the microscope field of view, plus with satisfy the condition of (area [m 2] / aspect ratio) ⁇ 10 1.
  • the area occupied by Ca-containing sulfide inclusions containing 0% by weight or more of Ca is in the range of 15 to 40% of the area occupied by all sulfide inclusions, and turning This is a steel for machine structural use containing neither Pb nor Bi, characterized in that a sulfide-based coating is formed on the tool surface to reduce the curl radius of chips.
  • C is a component necessary for ensuring strength. If the content is less than 0.05%, the strength as steel for machine structural use is insufficient. On the other hand, since C increases the activity of S, it becomes difficult to obtain Ca-containing sulfide-based inclusions in a large amount. At the same time, if the amount of C increases, the toughness and machinability also decrease, so an upper limit of 0.8% was set. Was.
  • Si becomes a component of steel as a deoxidizing agent at the time of smelting, and also has the function of improving hardenability. This effect cannot be expected with a small amount that does not reach 0.01%. Since Si also increases the activity of S, the presence of large amounts of Si may cause the same problems as the presence of large amounts of C, and may prevent the formation of Ca-containing sulfide inclusions . A large amount of Si also impairs ductility and may cause cracking during plastic working, so the upper limit of the amount added is 2.5%.
  • Mn is an important element that produces sulfides. If the content is less than 0.1%, the amount of inclusions is insufficient, but if it exceeds 3.5%, the steel becomes hard and the machinability is reduced.
  • S is an indispensable component for sulfide formation, and it is present in 0.01% or more. To achieve the tool life ratio of 5 or more, which is the goal of the present invention, 0.01% or more of S is required. If the S content exceeds 0.2%, not only is the toughness and ductility deteriorated, but also Ca and Ca are generated. Since C a S has a high melting point, it hinders the manufacturing process.
  • Ca is a very important component for the steel of the present invention. In order to include Ca in the sulfide, 0.0005% or more must be added. On the other hand, if Ca is added in excess of 0.02%, the above-mentioned high melting point CaS will be produced, which will hinder the structure. Part of Ca can be replaced by Mg, but in that case also, the amount of Ca should preferably not fall below the lower limit of 0.0005%.
  • T i 0.002 to 0.010%, or 21:: 0.002 to 0.025%, or both
  • a small amount of Ti or ⁇ r combines with O in Ca and A1 deoxidized steel to form fine oxides. This serves as a nucleus for the precipitation of MnS, which helps to disperse MnS finely.
  • the use of 1 ⁇ and ⁇ 1 "in combination is advantageous because the effect of miniaturization of MnS is high, and in order to produce an appropriate amount of Ti oxide or Zr oxide, It is necessary to adjust the amount of the bottle 1: to the above-mentioned range of 0.002 to 0.001% and 0.002 to 0.025%.
  • o is an element necessary for forming an oxide.
  • CaS high melting point
  • 0 exceeding 0.0015% is required.
  • O exceeding 0.01% results in a large amount of hard oxide, resulting in impaired machinability and difficulty in producing the desired calcium sulfide.
  • P which is unavoidable as an impure part, it is a harmful component for toughness and cannot be present in excess of 0.2%, while P has poor machinability, especially surface finish properties. It is also a component that improves. This effect is observed at 0.001% or more.
  • the free-cutting steel for machine structures of the present invention may further include one or more of the following group of elements according to the requirements of the steel in addition to the basic alloy composition described above. It can be additionally contained within the composition range specified in. In these modified embodiments, the function of each alloy component that can be arbitrarily added and the reason for limiting the composition range will be described below.
  • Se 0.4% or less
  • Te 0.2% or less
  • REM 0.05% or less
  • Nb One or two kinds of 0.2% or less and V: 0.5% or less
  • Nb is useful for preventing grain coarsening at high temperatures. The effect saturates as the amount increases, so it is advisable to add it in the range of 0.2% or less. V combines with C and N to form carbonitrides and to refine crystal grains. This effect saturates above 0.5%.
  • the inclusions present in the free-cutting steel for machine structures according to the present invention are Ca-containing sulfide-based inclusions and MnS inclusions as shown in FIG.
  • the Ca-containing sulfide-based inclusions consist of oxides of Ca, Mg, Si, and A1, whose surroundings are surrounded by MnS containing CaS. It has a double structure.
  • the MnS inclusions are finely dispersed.
  • the Mn S inclusions were large as shown in Fig. 2, and when the steel was rolled, It is extended by rolling.
  • the chip breaking property of the free-cutting steel for a machine structure according to the present invention is brought about in part by the refinement of MnS inclusions. Assuming that the amount of inclusions is constant, miniaturization means an increase in the number of inclusions.
  • the amount of MnS inclusions in the steel of the present invention is mainly determined by the S content, and the S content is 0.01 to 0. Since it changes over 2%, the amount of MnS also changes with it, and the number of fine inclusions increases or decreases.
  • the MnS inclusions are finer than the MnS inclusions in the conventional steel, but among them, those whose presence affects the chip breaking property, also have an average grain size. 1. That is all. (Here, “average particle size” refers to the average value of the major axis and minor axis of the particle cross-section shown in the field of view of the microscope.)
  • the Ca-containing sulfide-based inclusions contain 1.0% by weight or more of Ca.
  • the Ca content is 1.0% by weight or more (that is, Ca ⁇ , which is a representative of oxide-based inclusions, 2003/010029
  • the inclusions are meaningful inclusions to be controlled in the present invention.
  • the graph in Fig. 4 shows that the fact that the above Ca-containing sulfide-based inclusions in the area ratio of 15 to 40% of the total sulfide-based inclusions is significant for chip breaking is shown in the graph of Fig. 4. You can see.
  • This graph plots the relationship between the area ratio of the Ca-containing sulfide-based inclusions and the chip breaking index described below with reference to the examples, where the S content is 0.045 to 0.055% and the S 45 Data obtained for C. Compared to conventional free-cutting steel with the same S content, it shows that chip crushing properties exceeding conventional products can be obtained in the area ratio of 15-40%.
  • MnS is included in the components of the inclusions that adhere to the tool surface and coat the tool. It is pointed out that there will be more. MnS has a low melting point, but the lubricity of the lubricating coating is low and the coating is difficult to maintain, so the chip friability is not good.
  • the area ratio of Ca-containing sulfide-based inclusions exceeds 40%, the amount of MnS in the total sulfide-based inclusions becomes relatively low, and the average particle size is 1. ⁇ . in a MnS inclusions or present content 0.5 or ZMM 2 or more per 01% S, it is considered that the securing prerequisite is difficulty.
  • a micrograph (magnification: 200x) was taken and the total sulfide inclusions were separated into simple sulfides and Ca-containing sulfide inclusions with a double structure by EPMA analysis. The ratio of the area occupied by double-structured inclusions to the area occupied by system inclusions was calculated.
  • Chips obtained by cutting under the following conditions were sampled, scored from 0 to 4 points according to their length, and the total score under 30 cutting conditions was used as the “chip crushability index”.
  • Example 2 The present invention was applied to S45C steel.
  • the melted alloy was formed into an ingot, and a round bar-shaped test piece having a diameter of 72 thighs was collected from the ingot and subjected to a test.
  • the alloy composition of the steel and the test results are shown in Table 2 (Example) and Table 3 (Comparative Example).
  • Example 2 The alloy composition of the steel and the test results are shown in Table 2 (Example) and Table 3 (Comparative Example).
  • Example 3 In the same manner as in Example 1, alloy melting and cutting tests were performed on S15C series' ft-cut steel. The alloy composition and test results are shown in Table 4 (Example) and Table 5 (Comparative Example). Example 3
  • Example 4 In the same manner as in Example 1, alloy melting and cutting tests were performed on the S55C-based free-cutting steel. The alloy composition and test results are shown in Table 6 (Example) and Table 7 (Comparative Example). Example 4
  • Example 5 SCR415 series free-cutting steel was subjected to alloy smelting and cutting tests in the same manner as in Example 1. The alloy compositions and test results are shown in Table 8 (Example) and Table 9 (Comparative Example). Example 5
  • Sulfide area ratio Percentage of the area of sulfide inclusions containing 1% by weight or more of Ca in the area of all sulfide inclusions in the microscope visual field (%)
  • MnS number S content of MnS inclusions having an average particle diameter of 1.0 m or more 0.0
  • Tool coating Observation of whether or not a coating of molten sulfide inclusions is formed on the tool surface during turning. ⁇ indicates that a sulfide-based film was formed, X indicates that an oxide-based film was formed, and one indicates that no film was formed.
  • Chip friability The result of comparing the above-mentioned chip friability index with that of free-cutting steel with the same S content. ⁇ mark is higher, X mark is equal or inferior.
  • X X 8'Z is SO'O 91 S ⁇ ⁇ 0 s oo'o 9 ⁇ 00 ⁇ ⁇ . 020 * 0 88 "0 81 ⁇ ' ⁇ 8
  • the same machinability as the free-cutting steel disclosed above is realized.
  • a Ca-containing sulfide-based inclusion with a double structure which is an inclusion that provides high machinability, it is difficult to use conventional free-cutting steel in cutting, especially in turning carbide tools.
  • a tool life ratio of 5 or more the tool life of the free-cutting steel of the present invention and the tool life of the conventional free-cutting steel having the same Io content
  • the present invention provides a chip crushing object by selecting a requirement that Ca-containing sulfide-based inclusions having a specific shape are in the range of 15 to 40% of the total sulfide-based inclusions.
  • the turning performance has been remarkably improved, and the possibility of turning chips being wrapped around tools and workpieces has been substantially eliminated, so that transport on the chip conveyor is not hindered.
  • the present invention it can be said that the problem that has been a bottleneck in automating mechanical processing has been solved. It is a major contributor to the reduction of manufacturing costs for various types of machine parts, especially for automotive parts. BRIEF DESCRIPTION OF THE FIGURES
  • Fig. 1 Micrograph showing the shape of inclusions in free-cutting steel for a machine structure according to the present invention.
  • Fig. 2 Micrograph showing the shape of inclusions in conventional free-cutting steel.
  • Fig. 3 A graph plotting the relationship between the aspect ratio and the area of Ca-containing sulfide inclusions and MnS inclusions present in free-cutting steel for mechanical structures.
  • Fig. 4 Graph showing the relationship between the area ratio of Ca-containing sulfide-based inclusions to the total sulfide-based inclusions and the chip breaking index in free-cutting steel for mechanical structures.

Description

切屑破砕性にすぐれた機械構造用鋼 技術分野
本発明は、 超硬工具による切削を行なつたときの切屑破碎性にすぐれた機械構 明
造用鋼に関する。 本発明の機械構造用鋼は、 その中の硫化物系介在物の形態に特 徵を有する。 田 本発明において、 「C a含有硫化物系介在物」 の語は、 C a Oを主体とする介 在物が芯となり、 その周囲を、 硫化物を主体とする介在物が取囲んでいる構造の 介在物をいう。 M n S介在物に関して、 「微細に分散した」 とは、 在来の鋼中に おける M n S介在物よりは微細な粒子であり、 かつ、 凝集あるいは集中すること なく、 鋼中に平均的に分布している状態を意味する。 「アスペクト比」 とは、 試 料を圧延方向に平行に切断して観察したときに見える介在物粒子の、 長径を短径 で割った値である。 背景技術
被削性が高い機械構造用鋼に関する研究は長年にわたって行なわれており、 さ まざまな被削性改善元素を添加した鋼が開発されている。 ィォゥ快削鋼、 テルル 快削鋼、 カルシウム快削鋼、 鉛快削鋼、 ィォゥ—カルシウム快削鋼などである。 これらの中で、 鉛快削鋼は、 鋼の機械的特性をほとんどそこなうことなく被削性 を改善できるという点ですぐれたものであるか、 近年は、 とくに環境問題が重視 され、 P bフリーの快削鋼が要求されることが多い。
ところが、 P bフリーの快削鋼に共通する問題は、 切屑の破碎性にある。 よく 知られているとおり、 自動化された機械加工においては、 工具寿命もさることな がら、 切屑の破枠性がよくないと、 工具やワークに切屑がからんだり、 チップコ ンベアによる搬送不良が起こったりして、 自動化に支障が生じやすい。 鉛快削鋼 のすぐれた切屑破砕性の享受をあきらめるとすると、 P bフリー快削鋼の主流を なすィォゥ快削鋼ゃィォウーカルシウム快削鋼において、 切屑破碎性を改善しな ければならない。
切屑破砕性の改善を、 被削性を担う硫化物系介在物の形態を制御することによ つて実現する努力がなされているが、 現状では十分な切屑破碎性が得られたとは いえないし、 パラツキが大きくて、 常にある程度の切屑破碎性を確保するには至 つていない。
出願人らも、 この分野において、 これまでに研究開発を重ねてきた。 はじめに 述べた C a含有硫化物系介在物、 すなわち C a〇を主体とする介在物が芯となり 、 その周囲を硫化物主体の介在物が取囲んでいる構造の介在物の存在が有用であ ることの発見は、 その一部である。
硫化物系介在物の形態制御による、 工具寿命の延長に加えた切屑破砕性の向上 と、 その一定レベルの確保という問題に関して最近得られた知見は、 まず、 良好 な切屑破碎性の実現には、 多数の微細な硫化物系介在物が存在する必要があると いうことである。 具体的には、 平均粒径が 1 . 0 ^ 01以上でぁる 11 3介在物が 、 S含有量 0 . 0 1 %あたり 5個 Z匪2以上存在しているという条件である。 しかし、 微細な硫ィ匕物系介在物が存在するだけでは十分でなく、 切削に当たつ て、 工具表面に、 切屑との摩擦係数が小さい被膜を形成するような硫化物系介在 物が存在する必要のあることもわかった。 工具表面に切屑との摩擦係数が小さい 硫化物系被膜が形成されると、 その被膜が、 切屑が発生したときにくるくると巻 く 「カール半径」 を小さくする効果があり、 その結果、 切屑が破碎されやすくな る、 というのがその機構である。 このような硫化物系被膜は、 特定の形状を有す る C a含有硫化物系介在物が全硫化物系介在物のうちで、 特定の量的な範囲を占 めるときに限って実現することが明らかになつたのである。 発明の開示
本発明の目的は、 上述した新しい知見に基づいて、 機械構造用の快削鋼におけ る介在物、 とくに硫化物系介在物の形態を制御して、 良好な工具寿命を享受する とともに、 切屑の破碎性を高めて機械加工の自動化を容易にした機械構造用の快 削鋼を提供することにある。
上記の目的を達成する、 本発明の切屑破碎性にすぐれた機械構造用鋼は、 機械 構造用鋼として必要な合金成分を含有する鋼であって、 平均粒径が 1. 0 m以 上である MnS介在物が、 S含有量 0. 01 %あたり 5個/ ^m2以上存在してお り、 顕微鏡視野において、 （面積 [ m2] /アスペクト比） ≥10の条件を満 たすとともに 1. 0重量％以上の C aを含有する C a含有硫化物系介在物の占め る面積が、 全硫化物系介在物が占める面積のうちで 15〜40%の範囲にあり、 かつ、 旋削に当り工具表面に硫化物系被膜が形成されて切屑のカール半径を小さ くすることを特徴とする、 Pbも B iも含有しない機械構造用鋼である。
機械構造用鋼として必要な合金成分を含有する鋼の代表は、 重量％で、 C： 0 . 05〜0. 8%、 S i ： 0. 01〜 2. 5%、 Mn : 0. 1〜3. 5%、 S : 0. 01〜0. 2%とともに、 C a単独または C aおよび Mgの両方 （併用の場 合は合計量で） ： 0. 0005〜0. 02%、 T i : 0. 002〜0. 010% および Z r ： 0. 002〜0. 025%の一方または両方、 ならびに〇： 0. 0 005〜0. 010%を含有し、 残部が不可避の不純物および F eからなる合金 組成を有するものである。 発明を実施するための最良の形態
本発明の機械構造用鋼において、 代表的な合金組成をもつ鋼の成分とその組成 範囲を上記のように限定した理由は、 つぎのとおりである。
C： 0. 05〜0. 8%
Cは強度を確保するために必要な成分であり、 0. 05%未満の含有量では、 機械構造用鋼としての強度が不足である。 一方、 Cは Sの活量を増大させるので 、 多量になると、 C a含有硫化物系介在物を得ることが難しくなる。 それととも に、 Cを多量にすると靱性ゃ被削性も低くなるので、 0. 8%という上限を設け た。
S i ： 0. 01〜2. 5 %
S iは溶製時の脱酸剤として鋼の成分となり、 焼入性を高める働きもある。 こ の効果は、 0. 01 %に達しない少量では期待できない。 S iもまた Sの活量を 増大させるので、 多量の S iの存在は、 多量の Cが存在する場合と同じ問題を生 じ、 C a含有硫化物系介在物の生成を妨げるおそれがある。 多量の S iはまた、 延性を損ない、 塑性加工時に割れが発生しやすくなることもあって、 2. 5%が 添加量の上限である。
Mn： 0. 1〜3. 5%
Mnは、 硫化物を生成する重要な元素である。 0. 1%未満の量では、 介在物 の量が足りないが、 3. 5%を超える過大な含有量になると、 鋼を硬くして被削 性を低下させる。
S ： 0. 01〜0. 2%
Sは硫化物を形成するために不可欠な成分であって、 0. 01%以上を存在さ せる。 本発明の目標である工具寿命比 5以上を達成するには、 0· 01%以上の Sを必要とする。 S量が 0. 2%を超えると、 靱性と延性を悪くするばかりか、 C aとともに C a Sを生成する。 C a Sは融点が高いため、 铸造工程の障害にな る。
C a単独または C aと Mgの両方 （併用の場合は合計で） ： 0. 0005〜0. 02%
Caは、 本発明の鋼にとってきわめて重要な成分である。 硫化物中に C aを含 有させるために、 0. 0005%以上の添加を必須とする。 一方、 0. 02%を 上回る過剰の C aの添加は、 前記した高融点の C a Sの生成を招き、 錶造の障害 になる。 C aの一部を Mgで置き換えることができるが、 その場合も、 Caの量 は上記の下限値 0. 0005%を下廻らないことが望ましい。
T i ： 0. 002〜0. 010%ぉょび21： : 0. 002〜0. 025 %の一方 または両方 微量の T iまたは Ζ rは、 C aおよび A 1で脱酸された鋼中の Oと結合して、 微細な酸化物を形成する。 これが MnSの析出に対し、 核としてはたらくので、 MnSを微細に分散させるのに役立つ。 1^と∑ 1"とは、 2種併用することが、 MnSの微細化効果が高く、 有利である。 適量の T i酸化物または Z r酸化物を 生成させるためには、 丁 1ぉょび∑ 1：の量を、 上記した 0. 002〜0. 010 %、 0. 002〜0. 025%の範囲に調整する必要がある。
0 : 0. 0005〜0. 010%
oは酸化物の生成に必要な元素である。 過度に脱酸した鋼においては高融点の C a Sが多量に生成し、 铸造の支障になるから、 少なくとも 0. 0005%、 好 ましくは 0. 0015 %を超える 0が必要である。 一方、 0. 01%を超える O は、 多量の硬質な酸化物をもたらし、 その結果、 被削性が損われるとともに、 所 望のカルシウム硫化物の生成が困難になる。
不純部として不可避な Pについていえば、 これは靱性にとっては有害な成分で あって、 0. 2%を超えて存在させることはできないが、 一方で Pは、 被削性と くに仕上面性状を改善する成分でもある。 この効果は、 0. 001%以上の存在 で認められる。
本発明の機械構造用の快削鋼は、 上記した基本的な合金組成に加えて、 鋼の用 途により必要となるところに従い、 つぎのグループに属する元素の 1種または 2 種以上を、 下に規定する組成範囲内で、 追加的に含有することができる。 それら の変更態様において、 任意に添加することができる各合金成分の働きと組成範囲 の限定理由を、 つぎに述べる。
S e ： 0. 4%以下、 Te ： 0. 2%以下および REM : 0. 05%以下の 1種 または 2種以上
これらは、 被削性改善元素である。 それぞれの上限 0. 4%、 0. 2%および 0. 05%は、 熱間加工性に悪影響があることと、 過剰の添加が微細な硫化物系 介在物の生成を妨げることを考慮して定めた。
C r ： 3. 5 %以下、 M o ： 2. 0 %以下、 C u： 2. 0 %以下、 N i ： 4. 0 %以下および B : 0. 0005〜0· 01 %の 1種または 2種以上
C rおよび Moは、 焼入性を高めるので、 適量を添加するとよい。 しかし、 多 量に添加すると熱間加工性を損ねて、 割れを招く。 コスト面の配慮もあって、 そ れぞれの上限を、 C rは 3. 5%、 Moは 2. 0%と定めた。 Cuは、 組織を緻 密にし、 強度を高める。 多量の添加は、 熱間加工性にとっても、 被削性にとって も好ましくないから、 2. 0%以下の添加に止める。 N iも、 C rおよび Moと 同様に焼入性を高めるが、 被削性にはマイナスの存在である。 それと、 コストを 考えて、 4. 0%を上限とした。 Bは微量の添加で焼入性を高める。 この効果を 得るためには、 0. 0005%以上の添加を必要とする。 0. 01%を超える添 加は、 熱間加工性を損ねて有害である。
Nb ： 0. 2%以下および V : 0. 5%以下の 1種または 2種
Nbは、 高温における結晶粒の粗大化を防ぐ上で有用である。 その効果は量の 増大につれて飽和するので、 0. 2%以下の範囲で添加するのが得策である。 V は、 Cや Nと結合して炭窒化物をつくり、 結晶粒を微細化する。 この効果は、 0 . 5%を超えると飽和する。
本発明にしたがう機械構造用の快削鋼の内部に存在する介在物は、 図 1に見る ように、 C a含有硫化物系介在物と MnS介在物とである。 C a含有硫化物系介 在物は、 EPMA分析によれば、 芯部が Ca， Mg, S iおよび A 1の酸化物で あり、 その周囲を、 C a Sを含有する MnSが取囲んだ二重構造を有している。 本発明の鋼中で、 MnS介在物は、 微細に分散している。 これに対し、 単に Mn Sがもたらす被削性改善効果を求めた従来の快削鋼の中では、 Mn S介在物は、 図 2に見るように大型であって、 鋼が圧延されたときは、 圧延により伸展されて いる。
本発明の機械構造用の快削鋼を特徴づける切屑破碎性のよさは、 前述のように 一面では M n S介在物の微細化によってもたらされる。 介在物量が一定であるこ とを前提にすると、 微細化は介在物の数の増大を意味する。 本発明の鋼における MnS介在物の量は、 主として S含有量によって決定され、 S量は 0. 01〜0 . 2%にわたつて変化するから、 MnS量もまたそれに伴って変化し、 微細化し た介在物の個数も増減する。
本発明の鋼の中では、 MnS介在物は、 在来の鋼中の MnS介在物よりは微細 であるが、 それらの中で、 存在が切屑破碎性に影響するものは、 やはり平均粒径 が 1. 以上のものである。 （ここで、 「平均粒径」 とは、 顕微鏡視野に表 われた粒子断面の長径と短径との平均値をいう。 ）
S含有量は異なるが、 いずれも切屑破碎性の高い本発明の鋼について、 平均粒 径 1. 0 m以上の MnS介在物の単位断面積 （mm2 ) あたりの存在個数を、 倍 率 400倍の光学顕微鏡を用いて調査したところ、 下記の表 1に示す介在物数が 得られ、 S量との関係も、 ほぼ一定であることがわかった。 そしてこのデータか ら、 さまざまな S含有量の範囲にわたって、 MnS介在物の個数が S含有量 0. 01%あたり 5個/ mm2 以上であれば、 良好な切屑破砕性が確保できることが結 随 dれた。 表 1 MnS介在物の存在個数
Figure imgf000009_0001
1. 0重量％以上の C aを含有する C a含有硫化物系介在物であって （面積 [ m2] アスペクト比） ≥10の条件を満たすものが、 占める面積が、 全硫化物 系介在物の占める面積の 15〜40%に相当すること：
介在物が前述した二重構造をとるためには、 C a含有硫化物系介在物が 1. 0 重量％以上の C aを含有することが必要である。 逆の観点からいえば、 Ca含有 量が 1. 0重量％以上 （つまり、 酸化物系介在物の代表である C a〇がこれに対 2003/010029
8 応する量以上） ある介在物が、 本発明で制御の対象として有意義な介在物である ということになる。 （面積 [ πι2] アスペクト比） ≥10の条件を満たす介 在物とは、 一口でいえば、 比較的大型であって、 あまり伸展されていないものの ことである。
そのような、 比較的大型であってあまり伸展されていない C a含有硫化物系介 在物の存在意義は、 図 3のグラフに見ることができる。 このグラフは、 介在物の ァスぺクト比と面積との関係をプロットしたものであって、 斜めに引いた実線の 直線が （面積 [^m2] アスペクト比） =10である。
上記の C a含有硫化物系介在物が全硫化物系介在物のうち、 面積率にして 15 〜40%の範囲にあることが、 切屑破碎性にとって有意義であることは、 図 4の グラフに見ることができる。 このグラフは、 C a含有硫化物系介在物の面積率と 、 実施例に関して後述する切屑破碎指数との関係をプロットしたものであって、 S含有量 0. 045〜0. 055%の S 45 Cを対象に得たデータである。 同じ S量の在来ィォゥ快削鋼と対比してあり、 従来品を上回る切屑破砕性は、 面積率 15〜40%の範囲において得られることを示している。
これを別の観点から解釈すると、 まず C a含有硫化物系介在物の面積率が 15 %に達しないときは、 工具表面に付着して工具を被覆する介在物の成分中で、 M nSが多くなることが指摘される。 MnSは融点が低いが、 その潤滑被膜の安定 性が低くて被膜が持続しにくいため、 切屑破碎性はよくならない。 一方、 Ca含 有硫化物系介在物の面積率が 40%を超える多量になると、 全硫化物系介在物中 の MnSの量が相対的に低くなり、 前記した、 平均粒径が 1. Ομπι以上である MnS介在物が S含有量 0. 01 %あたり 5個 Zmm2以上存在する、 という前提 条件の確保が困難になるということが考えられる。
本発明の機械構造用鋼がすぐれた切屑破碎性を示す理由は、 旋削に当り硫化物 系介在物が工具表面に溶融被膜を形成して、 発生する切屑の力一ル半径を小さく するという機構にある。 この硫化物系介在物の溶融被膜は、 高い潤滑性を示すた め、 カール半径を小さくするのに役立っていると考えられる。 実施例
下記の実施例および比較例において行なった試験の方法について説明すれば、
MnS介在物の在個数の測定法は前記したとおりであり、 その他の試験は、 それ ぞれつぎのとおりである。
[C a含有硫化物系介在物の面積率]
顕微鏡写真 （倍率 200倍） を撮影し、 全硫化物系介在物を、 EPMA分析に より、 単純な硫化物と二重構造をもった C a含有硫化物系介在物とに分け、 全硫 化物系介在物の占める面積の中で、 二重構造介在物が占める面積の割合を算出し た。
[潤滑被膜]
超硬工具を使用して旋削を行ない、 工具に溶融した介在物の皮膜が形成される か、 形成された被膜は安定に存在するかを観察し、 また、 EPMA分析により、 被膜の成分が何であるかを分析した。
[切屑の破砕性]
下記の条件で切削した場合の切屑を採取し、 その長さによって 0〜4点の点数 をつけ、 30切削条件の合計点数を 「切屑破碎性指数」 とした。
速度： 15 OmZ分
送り ： 0. 025〜0. 200mm/回転
深さ： 0. 3〜 1. Omm
工具： DNMG 150480一 MA
同一ィォゥ含有量のィォゥ快削鋼に比べて切屑破碎性指数が高い場合を良好 （〇 印） 、 同点または低い場合を不良 （X印） とした。 実施例 1
S45 C系の鋼に対して本発明を適用した。 溶製した合金はインゴットに铸造 し、 このインゴットから径 72腿の丸棒型の試験片を採取して、 試験に供した。 鋼の合金組成と試験結果を、 表 2 (実施例） および表 3 (比較例） に示した。 実施例 2
S 15C系の' ft削鋼について、 実施例 1と同様に、 合金の溶製および切削試験 を行なった。 合金組成および試験結果を表 4 (実施例） および表 5 (比較例） に 示す。 実施例 3
S 55C系快削鋼について、 実施例 1と同様に、 合金の溶製および切削試験を 行なった。 合金組成および試験結果を表 6 (実施例） および表 7 (比較例） に示 す。 実施例 4
SCR415系快削鋼について、 実施例 1と同様に合金の溶製および切削試験 を行なった。 合金組成および試験結果を表 8 (実施例） および表 9 (比較例） に 示す。 実施例 5
SCM440系快削鋼について、 実施例 1と同様に合金の溶製および切削試験 を行なった。 合金組成および試験結果を表 10 (実施例） および表 11 (比較例 ) に示す。 以下の各表において、 下記の語はそれぞれつぎの意味を有する。
硫化物面積率：顕微鏡視野において、 全硫化物系介在物の面積のうちで 1重量％ 以上の C aを含有する硫化物系介在物の面積が占める割合 （％)
MnS個数：平均粒径が 1. 0 m以上である MnS介在物の、 S含有量 0. 0
1%あたりの個数 （単位個/ mm2 ) 工具被膜：旋削時に、 溶融した硫化物系介在物の被膜が工具表面に形成されるか 否かの観察結果。 〇印は硫化物系被膜が形成、 X印は酸化物系被膜が形成、 一 は被膜の形成なし。
切屑破碎性：前記した切屑破碎性指数を、 同じ S含有量のィォゥ快削鋼のそれと 比較した結果。 〇印はより高いとき、 X印は同等または劣るとき。
表 2 S45C系 実施例
No. C S i Mn S Ca/Mg Ti/Zr 0 その他 硫化物 硫化物 被膜 切屑 面積率 個数 形成 破砕性
1 0.45 0.21 0.65 0.018 Ca 0.0019 Ti 0.0051 0.0012 34 5.3 〇 〇
2 0.43 0.23 0.81 0.054 Ca 0.0023 Ti 0.0056 0.0032 Cu 0.42 28 7.4 〇 〇
3 0.46 0.32 0.93 0.068 Ca 0.0025 Ti 0.0077 0.0043 24 8.2 〇 〇
4 0.45 0.18 0.71 0.121 Ca 0.0058 Ti 0.0033 0.0052 16 9.3 〇 〇
Mg 0.0012
5 0.45 0.27 0.84 0.039 Ca 0.0036 Ti 0.0032 0.0012 Te 0.03 38 5.8 〇 〇
Mg U. UUuo
6 0.44 0.86 0.66 0.044 Ca 0.0023 Ti 0.0045 0.0023 Se 0.051 37 5.3 〇 〇
7 0.46 0.19 0.70 0.054 Ca 0.0026 Ti 0.0062 0.0017 24 8.2 〇 〇
8 0.47 0.25 0.87 0.046 Ca 0.0017 Zr 0.0043 0.0022 29 6.7 「 〇 〇
9 0.45 0.20 0.93 0.121 Ca 0.0021 Ti 0.0044 0.0032 REM 0.02 23 5.3 〇 〇
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表 4 S 15C系 実施例
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表 5 S 15C系 比較例
No. C S i Mn S Ca/Mg Ti/Zr 0 その他 硫化物 硫化物 被膜 切屑 面積率 個数 形成 破砕性
1 0.15 0.30 0.60 0.041 Ca 0.0036 Ti 0.0039 0.0035 12 5.0 X X
2 0.15 0.19 0.99 0.028 Ca 0.0018 Ti 0.0124 0.0022 V 0.08 21 4.4 X X
Mg 0.0012
3 0.14 0, 24 0.49 0.093 Ca 0.0008 Ti 0.0038 0.0009 BO.0018 8 4.9 X
Zr 0.0056
表 6 S 55C系 実施例
Figure imgf000017_0001
表 7 S 55C系 比較例
No. C S i Mn S Ca/Mg Ti/Zr O その他 硫化物 硫化物 被膜 切屑 面積率 個数 形成 破碎性
1 0.55 0.22 1.04 0.024 Ca 0.0033 Ti 0.0033 0.0046 11 4.9 X X
2 0.56 0.26 0.89 0.054 Ca 0.0028 Ti 0.0072 0.0013 24 4.0 X X
Mg 0.0006
3 0.55 0.19 0.94 0.021 Ca 0.0011 Ti 0.0063 0.0011 Ni 2.23 6 5.3 X
Zr 0.0037
表 8 SCR415系 実施例
Figure imgf000018_0001
表 9 SCR415系 比較例
No. C S i Mn S Ca/Mg Ti/Zr 0 その他 硫化物 硫化物 被膜 切屑 面積率 個数 形成 破碎性
1 0.15 0.09 0.73 0.034 Ca 0.0012 Ti 0.0004 0.0046 Cr 1.93 10 4.5 X X
2 0.14 0.18 0.81 0.045 Ca 0.0009 Ti 0.0082 0.0028 Cr 1.21 12 4.4 X X
Mg 0.0011 翻.033
3 0.16 0.14 0.54 0.089 Ca 0.0022 Ti 0.0029 0.0008 Cr 1.88 11 6.2 X
Zr 0.0025
表 10 SCM440系 実施例
No. C S i Mn S Ca/Mg Ti/Zr 0 その他 硫化物 硫化物 被膜 切屑 面積率 個数 形成 破砕性
1 0.40 0.24 0.63 0.037 Ca 0.0024 Ti 0.0042 0.0023 Cr 1.25 34 5.5 〇 〇
Mo 0.14
2 0.39 0.32 0.53 0.061 Ca 0.0017 Ti 0.0056 0.0041 Cr 2.01 23 6.5 〇 〇
Mg 0.0006 Mo 0.23
Ni 0.23
3 0.42 0.19 0.98 0.014 Ca 0.0026 Ti 0.0061 0.0011 Cr 1.45 24 6.8 〇 〇
Zr 0.0034 Mo 0.54
SCM440系 比較例
No. C S i Mn S Ca/Mg Ti/Zr 0 その他 硫化物 硫化物 被膜 切屑 個数 形成 破砕性
1 0.44 0.26 0.68 0.041 Ca 0.014 Ti 0.0023 0.0024 Cr 1.32 9 4.5 X X
Mo 0.16
2 0.38 0.33 0. 9 0.058 Ca 0.0031 Ti 0.0018 0.0039 Cr 1.96 6 3.8 X X
Mg 0.0014 Mo 0.25
Ni 0.34
3 0.41 0.21 1.02 0.016 Ca 0.0024 Ti 0.0023 0.0032 Cr 1.51 12 4.8 X
Zr 0.0021 Mo 0.49
産業上の利用可能性
本発明の切屑破碎性にすぐれた機械構造用においては、 さきに開示した快削鋼 と同じ被削性が実現している。 すなわち、 高い被削性をもたらす介在物である、 二重構造をもった C a含有硫化物系介在物が在するから、 切削とくに超硬工具旋 削において、 在来のィォゥ快削鋼に対して工具寿命比 （本発明の快削鋼の工具寿 命と、 同一のィォゥ含有量をもつ在来の快削鋼の工具寿命に対する比） を 5以上 にするという目標が、 容易に達成されている。
その上で本発明は、 特定の形状をもった C a含有硫化物系介在物が全硫化物系 介在物のうち 1 5〜4 0 %の範囲にあるという要件を選択することにより、 切屑 破碎性が顕著に改善され、 旋削の切屑が工具やワークに巻き付くおそれを、 実質 上なくし、 チップコンベア上の搬送に支障のないようにした。 本発明により、 機 械加工を自動化する上でネックになっていた問題が解決したといえる。 各種機械 部品、 なかんづく自動車部品の製造コスト低減に寄与するところ大である。 図面の簡単な説明
図 1 本発明にしたがう機械構造用の快削鋼中の、 介在物の形状を示す顕微鏡写 図 2 在来のィォゥ快削鋼中の、 介在物の形状を示す顕微鏡写真。
図 3 機械構造用の快削鋼中に存在する C a含有硫化物系介在物と M n S介在物 との、 アスペクト比と面積との関係をプロットしたグラフ。
図 4 機械構造用の快削鋼中における、 C a含有硫化物系介在物が全硫化物系介 在物に占める面積率と切屑破碎性指数との関係を示すグラフ。

Claims

請 求 の 範 囲
1. 機械構造用鋼として必要な合金成分を含有する鋼であって、 平均粒径が 1. 0 xim以上である Mn S介在物が、 S含有量 0. 01%あたり 5個/臓2以 上存在しており、 顕微鏡視野において、 （面積 [ m2] Zアスペクト比） ≥1
0の条件を満たすとともに 1. 0重量％以上の C aを含有する C a含有硫化物系 介在物の占める面積が、 全硫化物系介在物が占める面積のうちで 15〜40%の 範囲にあり、 かつ、 旋削に当り工具表面に硫化物系被膜が形成されて切屑のカー ル半径を小さくすることを特徴とする、 Pbも B iも含有しない切屑破碎性にす ぐれた機械構造用鋼。
2. 重量％で、 C : 0. 05〜0. 8%、 S i ： 0. 01〜 2. 5%、 Mn ： 0. 1〜3. 5%、 S ： 0. 01〜0. 2%とともに、 Ca単独または Caお よび Mgの両方 （併用の場合は合計量で） ： 0. 0005〜0. 02%、 T i : 0. 002〜0. 010%ぉょび∑ ]： : 0. 002〜0. 025%の一方または 両方、 ならびに O : 0. 0005〜0. 010%を含有し、 残部が不可避の不純 物および F eからなる合金組成を有することを特徴とする請求項 1の切屑破碎性 にすぐれた機械構造用鋼。
3. 請求項 2に規定した合金成分に加えて、 さらに、 S e : 0. 4%以下、 Te ： 0. 2%以下および REM： 0. 05 %以下の 1種または 2種以上を含有 する切屑破砕性にすぐれた機械構造用鋼。
4. 請求項 2または 3に規定した合金成分に加えて、 さらに、 C r : 3. 5 %以下、 Mo ： 2. 0 %以下、 Cu： 2. 0 %以下、 N i ： 4. 0 %以下および B： 0. 0005〜0. 01 %の 1種または 2種以上を含有する切屑破碎性にす ぐれた機械構造用鋼。
5. 請求項 2ないし 4のいずれかに規定した合金成分に加えて、 さらに、 N b： 0. 2%以下および V： 0. 5%以下の 1種または 2種を含有する切屑破碎 性にすぐれた機械構造用鋼。 '
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Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN108603260A (zh) * 2016-02-19 2018-09-28 新日铁住金株式会社 钢

Families Citing this family (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN101405419B (zh) * 2006-03-16 2012-06-27 杰富意钢铁株式会社 耐延迟破坏特性优良的高强度珠光体系钢轨
US20120063944A1 (en) * 2009-05-20 2012-03-15 Thore Lund Bearing component
CN104160050B (zh) * 2012-03-07 2016-05-18 新日铁住金株式会社 热冲压用钢板及其制造方法和热冲压钢材
CN102925806B (zh) * 2012-12-01 2014-12-31 新余钢铁集团有限公司 一种y55牌号易切削钢板及其制造方法
RU2607505C1 (ru) * 2015-09-17 2017-01-10 Федеральное Государственное Унитарное Предприятие "Центральный Научно-Исследовательский Институт Конструкционных Материалов "Прометей" (Фгуп "Цнии Км "Прометей") Способ термодиффузионного цинкования крепежных деталей из сталей бейнитного класса с одновременным повышением их хладостойкости
WO2019230946A1 (ja) * 2018-05-31 2019-12-05 日本製鉄株式会社 スチールピストン用鋼材
CN113957338A (zh) * 2021-10-09 2022-01-21 南京钢铁股份有限公司 一种含镁45钢及其制备工艺

Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH11293385A (ja) * 1998-04-14 1999-10-26 Hitachi Metals Ltd 被削性に優れたプラスチック成形金型用鋼
JP2002180184A (ja) * 2000-12-12 2002-06-26 Toyota Motor Corp 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
JP2003221649A (ja) * 2002-01-29 2003-08-08 Tanaka Seimitsu Kogyo Kk ロッカーアーム用鋼

Family Cites Families (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP3587348B2 (ja) * 1998-07-14 2004-11-10 大同特殊鋼株式会社 旋削加工性に優れた機械構造用鋼
JP4031607B2 (ja) * 2000-04-05 2008-01-09 新日本製鐵株式会社 結晶粒の粗大化を抑制した機械構造用鋼
JP2003049241A (ja) * 2001-06-01 2003-02-21 Daido Steel Co Ltd 快削鋼
JP3753054B2 (ja) * 2001-06-08 2006-03-08 大同特殊鋼株式会社 超硬工具切削性にすぐれた機械構造用の快削鋼
CN1169992C (zh) * 2001-11-15 2004-10-06 住友金属工业株式会社 机械结构用钢
US6764645B2 (en) * 2001-11-28 2004-07-20 Diado Steel Co., Ltd. Steel for machine structural use having good machinability and chip-breakability
EP1471159B1 (en) * 2002-01-29 2009-01-14 Tanaka Seimitsu Kogyo Co., Ltd. Bainite type non-refined steel for nitriding and nitrided product

Patent Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH11293385A (ja) * 1998-04-14 1999-10-26 Hitachi Metals Ltd 被削性に優れたプラスチック成形金型用鋼
JP2002180184A (ja) * 2000-12-12 2002-06-26 Toyota Motor Corp 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
JP2003221649A (ja) * 2002-01-29 2003-08-08 Tanaka Seimitsu Kogyo Kk ロッカーアーム用鋼

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
See also references of EP1553201A4 *

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN108603260A (zh) * 2016-02-19 2018-09-28 新日铁住金株式会社 钢

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