WO2008130054A1 - 被削性と衝撃値に優れた熱間加工鋼材 - Google Patents

被削性と衝撃値に優れた熱間加工鋼材 Download PDF

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WO2008130054A1
WO2008130054A1 PCT/JP2008/057880 JP2008057880W WO2008130054A1 WO 2008130054 A1 WO2008130054 A1 WO 2008130054A1 JP 2008057880 W JP2008057880 W JP 2008057880W WO 2008130054 A1 WO2008130054 A1 WO 2008130054A1
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machinability
steel
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hot
steel material
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PCT/JP2008/057880
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Kei Miyanishi
Masayuki Hashimura
Atsushi Mizuno
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Nippon Steel Corporation
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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
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    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/005—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
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    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur

Definitions

  • the present invention relates to a hot-rolled steel material and hot-forged steel material (both collectively referred to as hot-worked steel materials) to which cutting is performed, and is excellent in machinability and impact value.
  • solid solution V solid solution V
  • solid solution Nb solid solution A 1
  • solid solution N solid solution N
  • steel for machine structural use that allows the nitride generated by cutting heat to adhere to the tool during cutting to function as a tool protection film and extend the life of the cutting tool.
  • Japanese Laid-Open Patent Publication No. 2000-0100-787 Japanese Laid-Open Patent Publication No. 2000-0100-787
  • the conventional techniques described above have the following problems. That is, it is estimated that the steel described in Japanese Patent Laid-Open No. 2 0 4 -1 0 7 7 8 7 does not cause the above-described phenomenon unless the amount of heat generated by cutting exceeds a certain level. For this reason, the cutting speed at which the effect is exerted is limited to high-speed cutting to some extent, and there is a problem that an effect in a normal speed range cannot be expected. Further, the steel described in Japanese Patent No. 3 7 0 6 5 60 has no consideration given to the strength characteristics. Furthermore, the steel described in Japanese Patent No. 3 7 0 6 5 60 has a cutting tool life and impact characteristics However, since no consideration is given, there is a problem that sufficient strength characteristics cannot be obtained.
  • the present invention has been made in view of the above-described problems, and an object of the present invention is to provide a hot-worked steel material having good machinability and an excellent impact value in a wide cutting speed region.
  • the inventors have found that a steel material having good machinability and impact value can be obtained by adding an appropriate amount of A 1, limiting the amount of N, and further limiting the abundance of coarse A 1 N. As a result, the present invention has been completed.
  • the hot-worked steel with excellent machinability and impact value according to the present invention has a chemical composition of mass%
  • n 0.05 to 2.0%
  • the balance is Fe and unavoidable impurities, and the total volume of A 1 N having an equivalent circle diameter exceeding 200 nm is 20% or less of the total volume of all A 1 N.
  • the hot-worked steel material may further contain C a: 0.0 0 0 3 to 0.0 0 15% by mass%.
  • T i 0.0 0 1 to 0.1%
  • N b 0.0 0 5 to 0.2%
  • W 0.0 1 to: L.
  • V 0. 0 1% to 1 • Contains one or more selected from the group consisting of 0% Also good.
  • M g 0. 0 0 0 1 to 0.0. 0 40 0%, Z r: 0. 0 0 0 3 to 0.0 1%, R em: 0. 0 0 0 1 to 1 or 2 or more selected from the group consisting of 0. 0 1 5% may be contained.
  • S b 0. 0 0 0 5% or more 0. 0 1 5 0 Less than%
  • S n 0. 0 0 5 to 2.
  • Z n 0. 0 0 0 5 to 0.5%
  • B 0. 0 0 0 5 to 0. 0 1 5%
  • Te 0. 0 0 0 3 to 0.2%
  • B i 0.
  • P b 1 type selected from the group consisting of 0.0 0 5 to 0.5% or Two or more kinds may be contained. Further, in mass%, C r: 0.0 1 to 2.0%, M o: 0.0 1 to
  • It may contain one or two selected from the group consisting of 0%.
  • Ni 0.05 to 2.0% and Cu: 0.01 to 2.0% by mass%.
  • FIG. 1 is a diagram for explaining a cut-out portion of a test piece for a Charpy impact test of Example 1.
  • FIG. 1 is a diagram for explaining a cut-out portion of a test piece for a Charpy impact test of Example 1.
  • FIG. 2 is a view for explaining a cut-out portion of a test piece for Charpy impact test of Example 2.
  • FIG. 2 is a view for explaining a cut-out portion of a test piece for Charpy impact test of Example 2.
  • FIG. 3 is a view for explaining the cutout positions of the Charpy impact test specimens of Examples 3 to 7.
  • FIG. 4 is a graph showing the relationship between impact value and machinability in Example 1.
  • FIG. 5 is a graph showing the relationship between impact value and machinability in Example 2.
  • FIG. 6 is a graph showing the relationship between impact value and machinability in Example 3.
  • FIG. 7 is a graph showing the relationship between the impact value and machinability in Example 4.
  • FIG. 8 is a graph showing the relationship between impact value and machinability in Example 5.
  • FIG. 9 is a graph showing the relationship between the impact value and machinability in Example 6.
  • FIG. 10 is a graph showing the relationship between impact value and machinability in Example 7.
  • Fig. 11 shows the relationship between the product of the contents of A 1 and N in steel and the occurrence of A 1 N where the equivalent circle diameter exceeds 200 nm.
  • the addition amounts of A 1 and N in the chemical composition of the steel are set to A 1: 0. 0 6 ⁇ : L. 0%, N: Adjusted within the range of less than 0.0 1 6%, and the total volume of A 1 N with the equivalent circle diameter exceeding 2 00 nm is the total volume of all A 1 N Adjust to 20% or less of volume.
  • C is an element that greatly affects the basic strength of steel.
  • the C content is less than 0.06%, sufficient strength cannot be obtained, and a larger amount of other alloy elements must be added.
  • the C content exceeds 0.85%, it becomes close to hypereutectoid and a large amount of hard carbide precipitates, so the machinability is significantly reduced. Therefore, in the present invention, the C content is set to 0.06 to 0.85% in order to obtain sufficient strength.
  • S i is generally added as a deoxidizing element, it also has the effect of strengthening ferrite and imparting temper softening resistance.
  • Si content is less than 0.01%, a sufficient deoxidation effect cannot be obtained.
  • the Si content exceeds 1.5%, material properties such as embrittlement deteriorate, and machinability also deteriorates. Therefore, the Si content is set to 0.0 1 to 1.5%.
  • Mn is an element necessary to fix and disperse S in steel as Mn S and to dissolve it in the matrix to improve hardenability and ensure strength after quenching.
  • Mn content is less than 0.05%, S in the steel combines with F e to become F e S, and the steel becomes brittle.
  • Mn content increases, specifically, when the Mn content exceeds 2.0%, the hardness of the substrate increases and the cold workability decreases. Together, the effects on strength and hardenability are saturated. Therefore, the Mn content is set to 0.05 to 2.0%.
  • the P content has an effect of improving the machinability, but when the P content is less than 0.05%, the effect cannot be obtained.
  • the P content increases, specifically, when the P content exceeds 0.2%, the hardness of the substrate in the steel increases, and not only cold workability but also hot workability and The fabrication characteristics also deteriorate. Therefore, the P content is set to 0.005 to 0.2%.
  • M n S binds to M n and exists as an M n S inclusion.
  • M n S has an effect of improving machinability, but in order to obtain the effect remarkably, it is necessary to add S in an amount of 0.001% or more.
  • the S content exceeds 0.35%, the effect is saturated, but the strength is significantly reduced. Therefore, when improving the machinability by adding S, the S content is set to 0.001 to 0.35%.
  • a 1 has the effect of precipitating fine A 1 N that is effective for grain sizing and further becoming a solid solution A 1 to improve machinability.
  • a 1 content is set to 0.06% or more and 1.0% or less.
  • a preferred lower limit is greater than 0.1%.
  • N is combined with a nitride-forming element such as A 1 and exists as a nitride or as a solid solution N.
  • a nitride-forming element such as A 1
  • a 1 a nitride-forming element
  • solid solution N is increased to deteriorate machinability. Therefore, the upper limit is set to 0.0 16%.
  • a preferable upper limit is 0.010%.
  • the hot-worked steel material of the present invention may contain Ca in addition to the above components.
  • C a is a deoxidizing element and generates an oxide.
  • calcium aluminate (C a OA l 2 0 3 ) is formed, and this C a OA i 2 ⁇ 3 are the low-melting-point oxide compared to a l 2 0 3, it becomes tool protective film during high-speed cutting, thereby improving the machinability.
  • the Ca content is less than 0.003%, this machinability improvement effect cannot be obtained, and when the Ca content exceeds 0.001%, C a S is generated at the same time, and the machinability is reduced. Therefore, when Ca is added, its content is made 0.0% to 3% to 0.001%.
  • T i 0.001 to 0.1%
  • N b 0. 0 0 5 to 0.2%
  • W 0. 0 1 to 1.
  • V 1 type or 2 types or more selected from the group consisting of 0.0 1 to 1.0%
  • T i is an element that forms carbonitrides and contributes to the suppression and strengthening of austenite grain growth. Steels that require high strength and steels that require low strain are used to prevent coarse grains. It is used as a sizing element. T i is also a deoxidizing element, and has the effect of improving machinability by forming a soft oxide. However, when the Ti content is less than 0.001, the effect is not recognized, and when the Ti content exceeds 0.1%, the undissolved coarse particles that cause hot cracking. Carbonitride On the contrary, the mechanical properties are impaired. Therefore, when adding T i, the content is made 0.001 to 0.1%.
  • Nb is also an element that forms carbonitrides and contributes to strengthening steel by secondary precipitation hardening and suppressing and strengthening the growth of austenite grains. Steel that requires high strength and low strain are required. In steel, it is used as a sizing element to prevent coarse grains. However, if the Nb content is less than 0.005%, the effect of increasing the strength cannot be obtained, and if Nb is added in excess of 0.2%, it will not cause hot cracking. A coarse solid carbonitride precipitates and the mechanical properties are impaired. Therefore, when Nb is added, the content is made 0.05 to 0.2%.
  • W is also an element that forms carbonitride and can strengthen steel by secondary precipitation hardening.
  • the W content is less than 0.01%, the effect of increasing the strength cannot be obtained, and when W is added in excess of 1.0%, the solid solution that causes hot cracking is not obtained. Coarse carbonitrides are deposited, and the mechanical properties are impaired. Therefore, when W is added, its content is set to 0.01 to: L.0%.
  • V 0.0 1 ⁇ ; L. 0%
  • V is also an element that forms carbonitride and can strengthen the steel by secondary precipitation hardening, and is added as appropriate to steels that require high strength.
  • V content is less than 0.01%, the effect of increasing the strength cannot be obtained, and if more than 1.0% is added, V is not yet solidified, which causes hot cracking. Coarse carbonitride precipitates and the mechanical properties are impaired. Therefore, when V is added, its content is set to 0.0 1% to 1.0%.
  • Mg 0. 0 0 0 1 to 0.0. 0 40 0%
  • Zr 0.0.0 0 3 to 0
  • One element or two or more elements selected from the group consisting of 0 1% and R em: 0. 0 0 0 1 to 0.0 1 5% may be added.
  • Mg is a deoxidizing element and forms an oxide in steel.
  • a 1 deoxidation A 1 2 O 3, which is harmful to machinability, is modified to Mg O or Al 2 0 3 'Mg O which is relatively soft and finely dispersed.
  • the oxide tends to be a nucleus of M n S, and has the effect of finely dispersing M n S.
  • Mg content is less than 0.0 0 0 1%, these effects are not observed.
  • Mg forms a complex sulfide with M n S and spheroidizes M n S.
  • the Mg content is specifically 0.0. If it exceeds 40%, it promotes the formation of single MgS and degrades the machinability. Therefore, when adding Mg, the content is set to 0.0 0 0 1 to 0.0 0 40%.
  • Zr is a deoxidizing element and generates oxides in steel. Its oxides because such a precipitation nuclei of Z r O 2 and believed force the Z r ⁇ 2 M n S, increasing the precipitation sites of M n S, effect of uniformly dispersing the M n S There is. Zr also has a function of forming a complex sulfide in MnS, reducing its deformability, and suppressing the elongation of the MnS shape during rolling and hot forging. Thus, Zr is an effective element for reducing anisotropy. However, when the Zr content is less than 0.003%, a remarkable effect cannot be obtained.
  • em (rare earth element) is a deoxidizing element, which generates a low melting point oxide and not only prevents nozzle clogging during fabrication, but also dissolves or binds to Mn S, lowering its deformability, reducing rolling and It also has the function of suppressing the elongation of the MnS shape during hot forging.
  • Rem is an effective element for reducing anisotropy.
  • the total amount of R em is less than 0.0 0 0 1%, the effect is not remarkable, and when R em is added in excess of 0.0 1 5%, the sulfide of R em is added. Large amounts are generated, and machinability deteriorates. Therefore, when adding Rem, the content thereof is set to 0.0 0 0 1 to 0.0 15%.
  • S b 0.000% or more and less than 0.01 5 0%
  • S n 0. 0 0 5 to 2.
  • 0% Z n 0. 0 0 0 5 to 0, 5%
  • B 0. 0 0 0 5 to 0.0. 15%
  • Te 0. 0 0 0 3 to 0.2%
  • Bi 0. 0 0 5 to 0.5%
  • Pb 0. 0 0 5 to 0, 5%
  • Sb moderately embrittles ferrite and improves machinability.
  • the effect is particularly remarkable when the amount of solute A 1 is large, and is not observed when the Sb content is less than 0.05%.
  • the Sb content increases, specifically, when it exceeds 0.015%, the macro segregation of Sb becomes excessive and the impact value is greatly reduced. Therefore, the Sb content is set to 0.0 0 0 5% or more and less than 0.0 1 5 0%.
  • Sn 0.0 0 5 to 2.0%
  • Sn has the effect of embrittlement of the ferrite and prolonging the tool life and improving the surface roughness.
  • the Sn content is less than 0.005%, the effect is not recognized, and even if Sn is added in excess of 2.0%, the effect is saturated. Therefore, when adding Sn, the content is made 0.05 to 2.0%.
  • Zn has the effect of embrittlement of the ferrite to extend the tool life and improve the surface roughness.
  • the Zn content is less than 0.005%, the effect is not observed, and even if Zn is added in excess of 0.5%, the effect is saturated. Therefore, when adding Zn, the content is made 0.0% to 0.5%.
  • Te is a machinability improving element. In addition, it produces M n Te and coexists with M n S, thereby reducing the deformability of Mn S and suppressing the extension of the M n S shape. Thus, Te is an effective element for reducing anisotropy. However, when the Te content is less than 0.003%, these effects are not observed, and when the Te content exceeds 0.2%, the effects are not only saturated, Hot ductility is reduced and it tends to cause wrinkles. Therefore, when adding Te, its content Is set to 0. 0 0 0 3 to 0.2%.
  • B i is a machinability improving element.
  • the content is made 0.05% to 0.5%.
  • P b is a machinability improving element.
  • the content is made 0.05 to 0.5%.
  • Cr is an element that improves hardenability and imparts temper softening resistance, and is added to steels that require high strength.
  • the Cr content is less than 0.01%, these effects cannot be obtained, and when a large amount of Cr is added, specifically, the Cr content is 2.0%. Exceeding this causes formation of Cr carbides and embrittlement of the steel. Therefore, when adding C r, the content is made 0.01 to 2.0%.
  • Mo is an element that imparts resistance to temper softening and improves hardenability, and is added to steel that requires high strength.
  • Mo content is less than 0.01%, these effects cannot be obtained, and even if the Mo content exceeds 1.0%, the effects are saturated. Therefore, when adding Mo, the content is made 0.001 to 1.0%.
  • Ni 0.05 to 2.0%
  • Cu 0.01 to 2. 0% 1 or 2 can be added
  • Ni is an element that strengthens ferrite and improves ductility, and is also effective in improving hardenability and corrosion resistance.
  • the Ni content is less than 0.05%, the effect is not observed, and even if Ni is added in excess of 2.0%, the effect is saturated in terms of mechanical properties. And machinability is reduced. Therefore, when adding Ni, the content is made 0.05 to 2.0%.
  • Cu is an element effective for strengthening ferri iron and improving hardenability and corrosion resistance. However, when the Cu content is less than 0.01%, the effect is not recognized, and even if Cu is added over 2.0%, the effect is saturated in terms of mechanical properties. . Therefore, if Cu is added, its content should be 0.01 to 2.0%. Cu is particularly preferably added at the same time as Ni because it lowers hot ductility and tends to cause defects during rolling.
  • the total volume of A 1 N with an equivalent circle diameter exceeding 200 nm exceeds 20% of the total volume of A 1 N, the cutting area with coarse A 1 N Since the mechanical wear of the tool becomes significant and the machinability improvement effect by securing solid solution A 1 is not seen, the total volume of A 1 N with an equivalent circle diameter exceeding 200 nm is the total volume of all A 1 N 20% or less. Preferably it is 15% or less, more preferably 10% or less.
  • This volume ratio of A 1 N is, for example, by using a transmission electron microscope replica method, and using a connecting photograph equivalent to a magnification of 40000, with a field of view of 100 m 2 randomly targeting A 1 N of 1 O nm or more. Observe more than 20 fields of view, and find the total volume of A 1 N with an equivalent circle diameter exceeding 200 nm and the total volume of all A 1 N. The total volume of Z is the total volume of all A 1 N)) XI 0 0].
  • a 1 N is sufficiently solutioned, and the undissolved residue is sufficient. It is necessary to adjust the heating temperature before hot rolling or hot forging so as to reduce the temperature.
  • the present inventors consider that the undissolved A 1 N is related to the product of the content of A 1 and N in the steel material and the heating temperature before hot working. 0.4 4 to 0, 4 6%, S i: 0.2 3 to 0.26%, M n: 0.7 8 to 0.82%, P: 0.0 1 3 to 0.0 1 6%, S: 0.0 2 to 0.0 6%, A 1: 0. 0 6 to 0.8%, N: 0. 0 0 2 0 to 0.0 2 0, the balance is F e A steel material with inevitable impurities and a product of A 1 and N was melted into 10 types, forged to ⁇ 65, heated at 1 2 10 ° C, and A 1 N was observed. . A 1 N was observed by a transmission electron microscope replica method, and the volume ratio of A 1 N was determined by the same method as described above.
  • the circle equivalent diameter exceeds 200 nm.
  • % A 1 and% N are the contents (mass%) of A 1 and N in the steel material, respectively.
  • the equivalent circle diameter can be 20% or less, preferably 15% or less, more preferably 10% or less of the total volume of all AIN.
  • steels with good impact properties have a low cracking rate during hot rolling and hot forging, so the steel of the present invention secures manufacturability during hot rolling and hot forging, It is also effective as a steel that improves machinability.
  • the steel of the present invention can be widely applied regardless of heat treatment after hot rolling or after hot forging, such as cold forging steel, non-tempered steel, tempered steel, etc.
  • the Therefore, the effects of applying the present invention to five steel types that differ greatly in basic component system or heat treatment, differ in basic strength, and heat treatment structure will be specifically described.
  • Example 1 the machinability of the medium carbon steel was examined for machinability after normalization, and impact value after normalization and oil quenching and tempering.
  • 15 OK g of steel with the composition shown in Table 11-11 was melted in a vacuum melting furnace, then hot forged at the heating temperature shown in Table 11-13, and a circle with a diameter of 65 mm. Forged into a columnar shape.
  • machinability test, Charpy impact test, and A 1 N observation were performed by the methods shown below, and the characteristics were evaluated.
  • each steel material in the examples after forging was held for 1 hour under a temperature condition of 85.degree. C., then air-cooled, subjected to heat treatment for normalization, and the hardness was set to H.
  • v 1 0 was adjusted to the range of 1 6 0 to 1 70.
  • a test piece for machinability evaluation was cut out from each steel material after heat treatment, and a drilling test was conducted under the cutting conditions shown in Table 12 below to evaluate the machinability of each steel material in Examples and Comparative Examples.
  • the N ACHI drill is a drill of model number S D 3.0 manufactured by Fujikoshi Co., Ltd. (the same applies hereinafter).
  • Fig. 1 is a diagram showing a cut-out portion of a specimen for a Charpy impact test.
  • the Charpy impact test first, as shown in Fig. 1, the center axis is perpendicular to the forging direction of the steel material 1 from each steel material 1 that has been heat-treated by the same method and conditions as the machinability test described above. Thus, a cylindrical member 2 having a diameter of 25 mm was cut out.
  • each columnar material 2 was kept for 1 hour under a temperature condition of 85.degree. C. and then subjected to oil quenching for cooling to 60.degree. After holding for 0 minute, tempering with water cooling was performed, and the hardness was adjusted to a range of 2 5 5 to 2 6 5 with H v 10.
  • each cylinder 2 is machined and JISZ 2 2 0 2
  • a Charpy test piece 3 specified in Section 3 was prepared, and a Charpy impact test at room temperature was performed using the method specified in JISZ 2 2 4 2.
  • the absorbed energy per unit area (JZ cm 2 ) was adopted as an evaluation index.
  • No. 1 to 15 are invention examples, and No. 16 to 30 are comparative examples.
  • the steels of Examples No. 1 to 15 have a good balance of evaluation indices VL 1 0 0 0 0 0 and Imp actvalue (absorption energy).
  • VL 1 0 0 0 0 and Imp actvalue absorption energy
  • the balance of VL 1 0 0 0 0 and I mp actva 1 ue (absorbed energy) was inferior.
  • No. 16, 19, 22, 25, and 280 are VL, which is an index of machinability, because the amount of A 1 is below the provisions of the present invention. 1 0 0 0 was inferior to the invention steel having the same S content.
  • N o. 1 7, 2 0, 2 3, 2 6, 2 9 has a large amount of addition of A 1 or N and is higher than A 1 XN in the range that satisfies the above formula (1).
  • 1 N was produced, and VL 1 0 0 0, which is an index of machinability, was inferior to the invention steel having the same S content.
  • N o. 18, 21, 24, 27, and 30 are low in heating temperature of 120 ° C, so coarse A 1 N is generated and is an index of machinability VL 1 0 0 0 was inferior to invention steels with similar S content
  • Example 2 the machinability and impact value of a medium carbon steel material after normalizing and water quenching and tempering were investigated.
  • steel with a composition shown in Table 2-1 below was melted in a vacuum melting furnace, hot forged at the heating temperature shown in Table 2-3, and a circle having a diameter of 65 mm. Forged into a columnar shape.
  • the machinability test, the Charbi impact test, and A1N observation were performed by the method shown below, and the characteristic was evaluated.
  • each steel material in the examples after forging was held at a temperature of 85 ° C. for 1 hour, air-cooled, heat-treated for normalization, and 1 mm thick. Cut the ring, hold it for 1 hour at a temperature of 85 ° C., quench with water, and then heat-treat at a temperature of 500 ° C., and the hardness is H v 10 The range was adjusted to 3 0 0 to 3 1 0. After that, a test piece for machinability evaluation was cut out from each steel material after heat treatment, and a drill drilling test was conducted under the cutting conditions shown in Table 2-2 below, and the machinability of each steel material in Examples and Comparative Examples was evaluated. evaluated.
  • Fig. 2 is a diagram showing the cut-out part of a specimen for Charpy impact test.
  • Charbi impact test first, as shown in Fig. 2, each forged steel was held for 1 hour at a temperature of 85 ° C and then air-cooled and subjected to heat treatment for normalization. Thereafter, from each steel material 4, a rectangular parallelepiped test piece 5 that was 1 mm larger than one Charpy test piece was cut out so that the central axis was perpendicular to the forging direction of the steel material 4. Next, each rectangular parallelepiped material 5 was held for 1 hour under a temperature condition of 85 ° C., then water-quenched with water cooling, and further maintained for 30 minutes under a temperature condition of 500 ° C.
  • each rectangular parallelepiped material 5 is machined to produce a Charpy test piece 3 specified in JISZ 2202, and a Charpy impact test at room temperature is performed by the method specified in JISZ 2242. Carried out. At that time, the absorbed energy per unit area (JZ cm 2 ) was adopted as an evaluation index.
  • Nos. 3 1 to 3 6 shown in Tables 2-1 and 2-3 are invention examples, and Nos. 37 to 41 are comparative examples.
  • 4 1 has a large amount of A 1 or N added, and is higher than A 1 XN in the range satisfying the above formula (1), so coarse A 1 N is generated and machinability is reduced.
  • the index VL 1 0 0 0 0 was inferior to the invention steel having the same S content.
  • N o. 3 9 has a heating temperature as low as 120 ° C, so coarse A 1 N is produced, and VL 1 0 0 0, which is an index of machinability, is similar to S It was inferior to the inventive steel having a content.
  • Example 3 the machinability and impact value after normalization were investigated for low-carbon carbon steel.
  • steel 15 OK g having the composition shown in Table 3-1 below was melted in a vacuum melting furnace, and then hot forged or hot rolled at the heating temperature shown in Table 3-3 to obtain a diameter of 6 5 mm cylindrical shape.
  • the machinability test and the Charbi impact test A1N were observed by the method shown below, and the characteristic was evaluated.
  • each steel material in the examples after forging was held for 1 hour at a temperature of 920 ° C, then air-cooled, subjected to heat treatment for normalization, and hardened. H v 10 was adjusted to a range of 1 1 5 to 1 2 0. After that, a test piece for machinability evaluation was cut out from each steel material after heat treatment, and a drill drilling test was conducted under the cutting conditions shown in Table 3-2 below, and the machinability of each steel material in Examples and Comparative Examples was evaluated.
  • Fig. 3 is a diagram showing a cut-out portion of a specimen for a Charpy impact test.
  • the Charpy impact test first, as shown in FIG. 3, the center axis is perpendicular to the forging direction of the steel material 7 from each steel material 7 that has been heat-treated by the same method and conditions as the machinability test described above.
  • Charpy test piece 8 specified in JISZ 2 220 is manufactured by mechanical processing, and Charpy impact test at room temperature is carried out by the method specified in JISZ 2 2 4 2. did.
  • the absorbed energy per unit area (JZ cm 2 ) was adopted as an evaluation index.
  • the steels of Examples No. 4 2 to 4 5 have a good balance of evaluation indices VL 1 0 0 0 0 and Impact value (absorbed energy).
  • No. 4 6 to 50 of the steel materials had at least one of these properties inferior to the steel materials of the examples, so that VL 1 0 0 0, I mpactva 1 ue (absorbed energy) ) Was poorly balanced.
  • FIG. 6 Specifically, No. 4 6 and 4 9 have the same amount of VL 1 0 0 0, which is an index of machinability, because the amount of A 1 is below the provisions of the present invention. It was inferior to the inventive steel having an S content of.
  • No. 47, 50 has a large addition amount of A 1 or N, and is higher than A 1 XN in the range satisfying the above formula (1), so coarse A 1 N is generated and machinability is reduced.
  • the index VL 1 0 0 0 0 was inferior to the invention steel having the same S content.
  • N o. 48 has a heating temperature as low as 1 1550 ° C, so coarse A 1 N is generated, and VL 1 0 0 0, which is an index of machinability, has the same S content. It was inferior to the invention steel having (Example 4)
  • Example 4 the machinability and impact value of a medium carbon steel material after air forging after air forging (non-tempering) were investigated.
  • 150 Kg of steel having the composition shown in Table 4-1 below was melted in a vacuum melting furnace, then hot forged at the heating temperature shown in Table 4-13, and the diameter was 65. After forging into a cylindrical column of mm, it was air-cooled, and the hardness was adjusted to a range of 210 to 230 with HvlO.
  • the machinability test, the Charpy impact test, and the observation of A1N were performed by the method shown below, and the characteristic was evaluated.
  • machinability test a test piece for machinability evaluation was cut out from each steel material in the examples after forging, and a drilling test was conducted under the cutting conditions shown in Table 4-12 below. The machinability of the steel was evaluated.
  • Fig. 3 is a diagram showing the cut-out part of the specimen for Charpy impact test.
  • the Charpy impact test first, as shown in Fig. 3, from each steel material 7 after forging, the center axis is perpendicular to the forging direction of steel material 7, and machining is performed.
  • a Charpy test piece 8 specified in 2 2 0 2 was prepared, and a Charbi impact test at room temperature was performed by the method specified in JISZ 2 2 4 2. At that time, the absorbed energy per unit area (JZ cm 2 ) was adopted as an evaluation index.
  • Nos. 5 1 to 55 shown in Table 4-1 and Tables 4 to 13 are invention examples, and Nos. 5 6 to 60 are comparative examples.
  • the steel materials of Examples No. 5 1 to 55 have a good balance of evaluation indices VL 1 00 0 0 and Imp actvalue (absorbed energy).
  • VL 1 00 0 0 the average value of evaluation indices
  • Imp actvalue absorbed energy
  • the steel samples of No. 5 6 to 60 in the example at least one of these characteristics was inferior to that of the steel in the example, so VL 1 0 0 0, I mpactva 1 ue (absorption The energy balance was poor.
  • No. 5 6 and 5 9 have the same amount of VL 1 0 0 0, which is an index of machinability, because the amount of A 1 is below the provisions of the present invention. It was inferior to the inventive steel having an S content of.
  • N o. 5 7 and 60 have a large amount of A 1 or N added, which is higher than A 1 XN in the range satisfying the above formula (1), so that coarse A 1 N is generated and machinability is reduced.
  • the index VL 1 0 0 0 0 was inferior to the invention steel having the same S content.
  • N o. 5 8 has a large addition amount of A 1 or N, which is higher than A 1 XN in the range satisfying the above formula (1), and also has a heating temperature as low as 120 ° C. Therefore, coarse A 1 N is generated and VL 1 0 is an index of machinability. 0 0 was inferior to the invention steel having the same s content.
  • Example 5 the machinability and impact value after air-cooling (non-tempering) after hot forging were investigated for low-carbon alloy steels to which alloying elements Cr and V were added.
  • steel having a composition shown in Table 5-1 below was melted in a vacuum melting furnace, then hot forged at the heating temperature shown in Table 5-3, and the diameter was 65 mm. After forging into a cylindrical shape, it was air-cooled, and the hardness was adjusted to a range of 20 0 to 2 20 with HV 10. And about the steel material of this Example, the machinability test, the Charpy impact test, and A1N observation were performed by the method shown below, and the characteristic was evaluated.
  • machinability test a test piece for machinability evaluation was cut out from each steel material in the examples after forging and drilled under the cutting conditions shown in Table 5-2 below. The machinability of the steel was evaluated.
  • Fig. 3 is a diagram showing a cut-out portion of a specimen for a Charpy impact test.
  • the Charpy impact test first, as shown in Fig. 3, from each steel material 7 after forging, the center axis is perpendicular to the forging direction of steel material 7, and machining is carried out by JISZ 2 A Charpy test piece 8 specified in 202 was prepared, and a Charbi impact test at room temperature was performed by the method specified in JISZ 2 2 4 2. At that time, the absorbed energy per unit area (J / cm 2 ) was adopted as an evaluation index.
  • Nos. 6 1 to 6 6 shown in Tables 5-1 and 5-3 are invention examples, and Nos. 6 7 to 7 1 are comparative examples.
  • the steels of Examples No. 6 1 to 6 6 have a good balance of evaluation indices VL 1 0 0 0 0 and Impact value (absorbed energy).
  • No. 6 7 to 7 1 of the steel at least one of these characteristics was inferior to that of the steel of the example, so VL 1 0 0 0, I mpactva 1 ue (absorbed energy) ) Was poorly balanced.
  • No. 6 7, 70 has the same amount of VL 1 00 0 0 as the machinability index because the amount of A 1 is below the provisions of the present invention. It was inferior to the inventive steel having an S content of.
  • 7 1 has a large amount of A 1 or N added, and is higher than A 1 XN in the range satisfying the above formula (1), so coarse A 1 N is generated and machinability is reduced.
  • the index VL 1 0 0 0 0 was inferior to the invention steel having the same S content.
  • N o .6 9 has a heating temperature as low as 120 ° C, so coarse A 1 N is generated, and VL 1 0 0 0, which is an index of machinability, is similar to S It was inferior to the inventive steel having a content.
  • Example 6 the machinability and impact value after air-cooling (non-tempered) after hot forging of medium carbon alloy steel with addition of alloying elements Cr and V and addition of high Si investigated.
  • steel having a composition shown in Table 6-11 below was melted in a vacuum melting furnace, hot forged at the heating temperature shown in Table 6-3, and the diameter was 65 mm. After forging into a cylindrical shape, it was air-cooled, and the hardness was adjusted to the range of 2 80 to 30 0 with H v 10. And about the steel material of this Example, the machinability test, the Charpy impact test, and the observation of A 1 ⁇ were performed by the following methods, and the characteristics were evaluated. Table 6— 1
  • machinability test a test piece for machinability evaluation was cut out from each steel material in the examples after forging, and a drill drilling test was performed under the cutting conditions shown in Table 6-2 below. The machinability of the steel was evaluated.
  • Fig. 3 is a diagram showing a cut-out portion of a specimen for a Charpy impact test.
  • the Charpy impact test first, as shown in Fig. 3, from each steel material 7 after forging, the center axis is perpendicular to the forging direction of the steel material 7, and machining is performed. ⁇ ⁇ ⁇ A Charbi test piece 8 specified in 220 was prepared, and a Charpy impact test at room temperature was performed using the method specified in JISZ 2 2 4 2. At that time, the absorbed energy per unit area (J / cm 2 ) was adopted as an evaluation index.
  • Nos. 7 2 to 7 7 shown in Table 6-1 and Table 6-3 are invention examples, and Nos. 7 8 to 8 2 are comparative examples.
  • the steels of Examples No. 7 2 to 7 7 have a good balance of evaluation indices VLIOOO and Imp act value (absorbed energy).
  • 7 8-8 2 steels had at least one of these properties inferior to that of the example steel, so the balance of VL 1 0 0 0, I mpactva 1 ue (absorbed energy) Was inferior.
  • No. 78, 8 1 has the same amount of VL 1 0 0 0, which is an index of machinability, because the amount of A 1 is below the provisions of the present invention. It was inferior to the inventive steel having an S content of.
  • No. 7 9, 8 2 has a large amount of A 1 or N added, and is higher than A 1 XN in the range satisfying the above formula (1), so coarse A 1 N is generated and machinability is reduced.
  • the index VL 1 0 0 0 0 was inferior to the invention steel having the same S content.
  • N o. 80 has a heating temperature of 1 2 0 0 t: low, so coarse A 1 N is generated, and VL 1 0 0 0, which is an index of machinability, is similar to S It was inferior to the inventive steel having a content.
  • Example 7 the machinability and impact value after air-cooling (non-tempered) after hot forging of medium carbon alloy steel with addition of alloying elements Cr and V and addition of low Si investigated.
  • hot forging was performed at the heating temperature shown in Table 7-3, and the diameter was 65 mm.
  • air cooling was performed, and the hardness was adjusted to a range of 240 to 2600 with HvlO.
  • the machinability test, the Charpy impact test, and the observation of A 1 N were performed by the method shown below, and the characteristics were evaluated. Table 7 — 1
  • machinability test a test piece for machinability evaluation was cut out from each steel material in the examples after forging, and a drilling test was performed under the cutting conditions shown in Table 7-2 below. The machinability of the steel was evaluated.
  • Fig. 3 is a diagram showing a cut-out portion of a specimen for a Charpy impact test.
  • the Charpy impact test first, as shown in Fig. 3, from each steel material 7 after forging, the center axis is perpendicular to the forging direction of steel material 7, and machining is performed.
  • a Charpy test piece 8 specified in 2 2 0 2 was prepared, and a Charpy impact test at room temperature was performed by the method specified in JISZ 2 2 4 2. At that time, the absorbed energy per unit area (J cm 2 ) was adopted as an evaluation index.
  • Nos. 8 3 to 8 9 shown in Tables 7 _ 1 and 7 _ 3 are invention examples, and Nos. 90 to 94 are comparative examples.
  • the steels of Examples No. 8 3 to 8 9 have a good balance of evaluation indices VLIOOO and Imp actvalue (absorbed energy).
  • VLIOOO and Imp actvalue absorbed energy
  • the steels of 90 to 94 at least one or more of these properties was inferior to the steel of the example, so the balance of VLIOOO and Imp actva 1 ue (absorbed energy) was inferior. It was. (See Fig. 10)
  • VL 100 which is an index of machinability, has the same S content. It was inferior to the invention steel which it has.
  • N o. 9 1, 9 4 has a large amount of A 1 or N added and is higher than A 1 XN in the range satisfying the above formula (1), so coarse A 1 N is generated and machinability is reduced.
  • the index VL 1 0 0 0 0 was inferior to the invention steel having the same S content.
  • No. 9 2 has a heating temperature as low as 120 ° C, so coarse A 1 N is generated, and VL 1 0 0 0, which is an index of machinability, has the same S content. It was inferior to the invention steel having Industrial applicability

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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

被削性と衝撃値に優れた熱間加工鋼材
技術分野
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 明
熱間加工鋼材に関する。 書
背景技術
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， P b及び B i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、 P b 及び B i 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、 P b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、 M n S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、 M n Sの寸法は P b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、 M n S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 N b及び固溶 A 1 から選択 される 1種以上を合計で 0. 0 0 5質量％以上含有させると共に、 固溶 Nを 0. 0 0 1 %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 2 0 0 4— 1 0 7 7 8 7号公報参照） 。
また、 C、 S i 、 M n、 S及び M gの含有量を規定すると共に、 M g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 物のァスぺク 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 3 7 0 6 5 6 0号公報参照） 。 この特許第 3 7 0 6 5 6 0号公報に記載の機械構造用鋼では、 M gを 0. 0 2 %以下 （ 0 %を含まない） とすると共に、 A 1 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。 発明の開示
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 2 0 0 4— 1 0 7 7 8 7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 3 7 0 6 5 6 0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 3 7 0 6 5 6 0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、 A 1 を適量添加し、 かつ N量を制限し、 さらに、 粗大 A 1 N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. 0 6〜 0. 8 5 %、
S i ： 0. 0 1〜： L . 5 %、
n ： 0. 0 5〜 2. 0 %、
P ： 0. 0 0 5〜 0. 2 %、
S ： 0. 0 0 1〜 0. 3 5 %、
A 1 ： 0. 0 6〜； L . 0 %
N ： 0. 0 1 6 %以下
を含有し、
A 1 XN X 1 05 ≤ 9 6を満足し、
残部が F eおよび不可避的不純物からなり、 円相当径が 2 0 0 n m を超える A 1 Nの合計体積が、 全 A 1 Nの総体積の 2 0 %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、 C a ： 0. 0 0 0 3〜 0. 0 0 1 5 %を含有していてもよい。
更にまた、 質量％で、 T i : 0. 0 0 1〜 0. 1 %、 N b ： 0. 0 0 5〜 0. 2 %、 W : 0. 0 1〜： L . 0 %、 V : 0. 0 1 %〜 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、 M g : 0. 0 0 0 1〜 0. 0 0 4 0 %、 Z r ： 0. 0 0 0 3〜 0. 0 1 %、 R e m : 0. 0 0 0 1〜 0. 0 1 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 更にまた、 質量％で、 S b : 0. 0 0 0 5 %以上 0. 0 1 5 0 % 未満、 S n : 0. 0 0 5〜 2. 0 %、 Z n ： 0. 0 0 0 5〜 0. 5 %、 B ： 0. 0 0 0 5〜 0. 0 1 5 %、 T e ： 0. 0 0 0 3〜 0. 2 %、 B i ： 0. 0 0 5〜 0. 5 %、 P b ： 0. 0 0 5〜 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、 C r : 0. 0 1〜 2. 0 % , M o ： 0. 0 1〜
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、 N i : 0. 0 5〜 2. 0 %、 C u ： 0. 0 1〜 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。 図面の簡単な説明
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のシャルピ一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 1 0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 1 1は、 鋼材中の A 1 と Nの含有量の積と円相当径が 2 0 0 n mを超える A 1 Nの発生状況との'関係を示す図である。 発明を実施するための最良の形態
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 A 1およ び Nの添加量を、 A 1 : 0. 0 6〜： L . 0 %、 N : 0. 0 1 6 %以 下の範囲内に調整し、 円相当径が 2 0 0 nmを超える A 1 Nの合計 体積を、 全 A 1 Nの総体積の 2 0 %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 A 1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、 P b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 2 0 0 nmを超える A 1 Nの合計体積が、 全 A 1 Nの 総体積の 2 0 %を超えて存在する場合には、 粗大な A 1 N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. 0 6〜 0. 8 5 %
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. 0 6 %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. 8 5 %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. 0 6〜 0. 8 5 %とする。
S i ： 0. 0 1〜 1. 5 %
S i 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、 S i含有量が 0. 0 1 %未満の場合、 十分な脱酸効果が得られない。 一方、 S i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 S i含有量は 0. 0 1〜 1. 5 %とする。
M n ： 0. 0 5〜 2. 0 %
Mnは、 鋼中 Sを Mn S 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、 M n含有量が 0. 0 5 %未 満であると、 鋼中の Sが F e と結合して F e S となり、 鋼が脆くな る。 一方、 M n含有量が増えると、 具体的には、 M n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、 M n含有 量は 0. 0 5 %〜 2. 0 %とする。
P ： 0. 0 0 5〜 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. 0 0 5 %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、 熱間加工性及ぴ踌造 特性も低下する。 よって P含有量は 0. 0 0 5〜 0. 2 %とする。
S ： 0. 0 0 1〜 0. 3 5 %
Sは M nと結合して M n S介在物として存在する。 M n S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. 0 0 1 %以上添加する必要がある。 一方、 S含有量が 0. 3 5 %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. 0 0 1〜 0. 3 5 %とする。
A 1 ： 0. 0 6〜： L . 0 %
A 1 は、 酸化物を形成する以外に、 整粒化に有効な微細な A 1 N を析出させ、 更には固溶 A 1 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 A 1 を十分に生成するためには、 0. 0 6 %以上を添加する必要がある。 A 1 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、 A 1含有量は 0. 0 6 %以上 1. 0 %以下とする 。 好ましい下限は、 0. 1 %超である。
N ： 0. 0 1 6 %以下
Nは A 1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. 0 1 6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. 0 1 6 %とする。 好ましい上 限は、 0. 0 1 0 %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、 C aを含有していても良い。
C a ： 0. 0 0 0 3〜 0. 0 0 1 5 %
C aは、 脱酸元素であり、 酸化物を生成する。 全 A 1含有量が 0 . 0 5超〜 0. 3 %の本発明の熱間加工鋼材では、 カルシウムアル ミネ一ト （C a OA l 2 03 ) が形成するが、 この C a OA i 2 〇 3 は、 A l 2 03 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、 C a含有量 が 0. 0 0 0 3 %未満の場合、 この被削性向上効果が得られず、 ま た、 C a含有量が 0. 0 0 1 5 %を超えると、 鋼中に C a Sが生成 し、 却って被削性を低下する。 よって、 C aを添加する場合は、 そ の含有量を 0. 0 0 0 3〜 0. 0 0 1 5 %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、 T i ： 0. 0 0 1〜 0. l %、 N b : 0. 0 0 5〜 0. 2 %、 W : 0. 0 1〜 1. 0 % , V ： 0. 0 1〜 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。
T i ： 0. 0 0 1〜 0. 1 %
T i 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 、 T i 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、 T i含有量が 0. 0 0 1未満の場合、 その効果が認められず、 また、 T i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 T i を添加する 場合は、 その含有量を 0. 0 0 1〜 0. 1 %とする。
N b ： 0. 0 0 5〜 0. 2 %
N b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、 N b含有量が 0. 0 0 5 %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 N b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 N bを添加す る場合は、 その含有量を 0. 0 0 5〜 0. 2 %とする。
W ： 0. 0 1〜 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. 0 1 %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. 0 1〜： L . 0 %とする。
V ： 0. 0 1〜； L . 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. 0 1 %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. 0 1 %〜 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、 M g : 0. 0 0 0 1〜 0. 0 0 4 0 %、 Z r ： 0. 0 0 0 3 〜 0. 0 1 %及び R e m : 0. 0 0 0 1〜 0. 0 1 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もできる。
g ： 0. 0 0 0 1〜 0. 0 0 4 0 %
M gは脱酸元素であり、 鋼中で酸化物を生成する。 そして、 A 1 脱酸前提の場合には、 被削性に有害な A 1 2 O 3 を、 比較的軟質で 微細に分散する M g O又は A l 2 〇 3 ' M g Oに改質する。 また、 その酸化物は M n Sの核となりやすく、 M n Sを微細分散させる効 果もある。 しかしながら、 M g含有量が 0. 0 0 0 1 %未満では、 これらの効果が認められない。 また、 M gは、 M n Sとの複合硫化 物を生成して、 M n Sを球状化するが、 M gを過剰に添加すると、 具体的には、 M g含有量が 0. 0 0 4 0 %を超えると、 単独の M g S生成を促進して被削性を劣化させる。 よって、 M gを添加する場 合は、 その含有量を 0. 0 0 0 1〜 0. 0 0 4 0 %とする。
Z r ： 0. 0 0 0 3〜 0. 0 1 %
Z r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 Z r O 2 と考えられている力 この Z r 〇 2 が M n Sの析出核とな るため、 M n Sの析出サイ トを増やし、 M n Sを均一分散させる効 果がある。 また、 Z rは、 M n S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 Mn S形状の伸延を 抑制する働きもある。 このように、 Z rは異方性の低減に有効な元 素である。 しかしながら、 Z r含有量が 0. 0 0 0 3 %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. 0 1 %を超 えて Z r を添加しても、 歩留まりが極端に悪くなるばかりでなく、 Z r O 2 および Z r S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、 Z r を添加する場合は、 その含有量を 0. 0 0 0 3〜 0. 0 1 %とす る。
R e m : 0. 0 0 0 1〜 0. 0 1 5 %
e m (希土類元素） は脱酸元素であり、 低融点酸化物を生成し 、 铸造時ノズル詰りを抑制するだけでなく、 Mn S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 M n S形状の 伸延を抑制する働きもある。 このように、 R e mは異方性の低減に 有効な元素である。 しかしながら、 R e m含有量が総量で 0. 0 0 0 1 %未満の場合、 その効果は顕著ではなく、 また、 R e mを 0. 0 1 5 %を超えて添加すると、 R e mの硫化物を大量に生成し、 被 削性が悪化する。 よって、 R e mを添加する場合は、 その含有量を 0. 0 0 0 1〜 0. 0 1 5 %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、 S b : 0. 0 0 0 5 %以上 0. 0 1 5 0 %未満、 S n : 0. 0 0 5〜 2. 0 % Z n ： 0. 0 0 0 5 〜 0 , 5 %、 B ： 0. 0 0 0 5〜 0. 0 1 5 %、 T e ： 0. 0 0 0 3〜 0. 2 %、 B i ： 0. 0 0 5〜 0. 5 %及び P b : 0. 0 0 5 〜 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。
S b ： 0. 0 0 0 5 %以上 0. 0 1 5 0 %未満
S b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 A 1 量が多い場合に顕著であり、 S b含有量が 0. 0 0 0 5 %未満では認められない。 また S b含有量が増えると、 具体的 には 0. 0 1 5 0 %を超えると、 S b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 S b含有量は 0. 0 0 0 5 %以上 0 . 0 1 5 0 %未満とする。
S n ： 0. 0 0 5〜 2. 0 % S n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、 S n含有量が 0. 0 0 5 %未満の場合、 その効果は認められず、 また、 2. 0 %を超え て S nを添加しても、 その効果は飽和する。 よって、 S nを添加す る場合は、 その含有量を 0. 0 0 5〜 2. 0 %とする。
Z n ： 0. 0 0 0 5〜 0. 5 %
Z n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、 Z n含有量が 0. 0 0 0 5 %未満の場合、 その効果は認められず、 また、 0. 5 %を超え て Z nを添加しても、 その効果は飽和する。 よって、 Z nを添加す る場合は、 その含有量を 0. 0 0 0 5〜 0. 5 %とする。
B ： 0. 0 0 0 5〜 0. 0 1 5 %
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 B N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. 0 0 0 5 %未満では顕著では ない。 一方、 0. 0 1 5 %を超えて Bを添加してもその効果が飽和 すると共に、 B N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. 0 0 0 5〜 0. 0 1 5 %とする。
T e ： 0. 0 0 0 3〜 0. 2 %
T eは被削性向上元素である。 また、 M n T eを生成したり、 M n S と共存することで Mn Sの変形能を低下させ、 M n S形状の伸 延を抑制する働きがある。 このように、 T eは異方性の低減に有効 な元素である。 しかしながら、 T e含有量が 0. 0 0 0 3 %未満の 場合、 これらの効果は認められず、 また、 T e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、 T e を添加する場合は、 その含有量 を 0. 0 0 0 3〜 0. 2 %とする。
B i ： 0. 0 0 5〜 0. 5 %
B i は、 被削性向上元素である。 しかしながら、 B i含有量が 0 . 0 0 5 %未満の場合、 その効果が得られず、 また、 0. 5 %を超 えて B i 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、 B i を添加する 場合は、 その含有量を 0. 0 0 5 %〜 0. 5 %とする。
P b ： 0. 0 0 5〜 0. 5 %
P bは、 被削性向上元素である。 しかしながら、 P b含有量が 0 . 0 0 5 %未満の場合、 その効果が認められず、 また、 0. 5 %を 超えて P b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、 P bを添加す る場合は、 その含有量を 0. 0 0 5〜 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、 C r : 0. 0 1〜 2. 0 %、 M o ： 0. 0 5〜 1. 0 %の 1種又は 2種を添加してもよい。
C r ： 0. 0 1〜 2. 0 %
C r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、 C r含有量が 0. 0 1 %未満の場合には、 これらの効果が得られず 、 また、 C r を多量に添加すると、 具体的には、 C r含有量が 2. 0 %を超えると、 C r炭化物が生成して鋼が脆化する。 よって、 C r を添加する場合は、 その含有量を 0. 0 1〜 2. 0 %とする。
M o ： 0. 0 1〜 1. 0 %
M o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 、 M o含有量が 0. 0 1 %未満の場合、 これらの効果が得られず、 また、 1. 0 %を超えて M oを添加しても、 その効果は飽和する。 よって、 M oを添加する場合は、 その含有量を 0. 0 1〜 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、 N i ： 0. 0 5〜 2. 0 %、 C u ： 0. 0 1〜 2. 0 %の 1種又は 2種を添加することができる
N i ： 0. 0 5〜 2. 0 %
N i 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、 N i含 有量が 0. 0 5 %未満の場合、 その効果は認められず、 また、 2. 0 %を超えて N i 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、 N i を添加する場合は、 その含有量 を 0. 0 5〜 2. 0 %とする。
C u ： 0. 0 1〜 2. 0 %
C uは、 フェライ 卜を強化すると共に、 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、 C u含有量が 0. 0 1 %未満の場合、 その効果は認められず、 また、 2. 0 %を超えて C u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 C u を添加する場合は、 その含有量を 0. 0 1〜 2. 0 %とする。 なお 、 C u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、 N i と同時に添加することが好ましい。
次に、 円相当径が 2 0 0 nmを超える A 1 Nの合計体積を、 全 A 1 Nの総体積の 2 0 %以下とする理由について説明する。
円相当径が 2 0 0 nmを超える A 1 Nの合計体積が全 A 1 N総体 積の 2 0 %を超えて存在する場合には、 粗大な A 1 Nによる切削ェ 具の機械摩耗が顕著となり固溶 A 1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 2 0 0 nmを超える A 1 Nの合計体積を 、 全 A 1 Nの総体積の 2 0 %以下とする。 好ましくは 1 5 %以下、 より好ましくは 1 0 %以下である。
この A 1 N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、 1 0 0 0 m2 の 視野をランダムに 1 O nm以上の A 1 Nを対象として 2 0視野以上 観察し、 円相当径が 2 0 0 nmを超える A 1 Nの合計体積と全 A 1 Nの総体積とを求め、 [ (円相当径が 2 0 0 nmを超える A 1 Nの 合計体積 Z全 A 1 Nの総体積） X I 0 0 ] により求められる。
円相当径が 2 0 0 nmを超える A 1 Nの合計体積を、 全 A 1 Nの 総体積率の 2 0 %以下にするには、 A 1 N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、 A 1 Nの溶け残りが、 鋼材の A 1 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. 4 4〜 0 , 4 6 %、 S i ： 0. 2 3〜 0. 2 6 % , M n ： 0. 7 8〜 0. 8 2 %、 P ： 0. 0 1 3〜 0. 0 1 6 %、 S ： 0. 0 2〜 0. 0 6 %、 A 1 : 0. 0 6〜 0. 8 %、 N : 0. 0 0 2 0〜 0. 0 2 0、 残部が F e と不可避的不純物とし、 A 1 と Nの積を振った鋼材を 1 0種溶製後、 φ 6 5に鍛造し、 1 2 1 0 °Cで加熱した後、 A 1 Nの観察調査を行なった。 A 1 Nの観察 は透過型電子顕微鏡のレプリカ法により行い、 A 1 Nの体積率は、 上記と同様の方法により求めた。
円相当径が 2 0 0 nmを超える A 1 Nの合計体積が全 A 1 Nの総 体積の 2 0 %以下である場合を〇、 2 0 %超である場合を Xとして 判定した。
その結果を図 1 1 に示す。 この結果から、 下記 （ 1 ) 式を満足し 、 加熱温度を 1 2 1 0 °C以上とすることにより、 円相当径が 2 0 0 n mを超える粗大な A 1 Nの全 A 1 Nに対する体積率を 2 0 %以下 とすることができることが分かった。
( % A 1 ) X (% N) X 1 0 5 ≤ 9 6 · · . ( 1 )
ここで、 ％A 1 、 ％Nは、 それぞれ、 鋼材の A 1 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 1 2 1 0 °C以上、 好ま しくは 1 2 3 0 °C以上、 より好ましくは 1 2 5 0 °C以上とすること により、 円相当径が 2 0 0 nmを超える A 1 Nの合計体積を、 全 A I Nの総体積の 2 0 %以下、 好ましくは 1 5 %以下、 より好ましく は 1 0 %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 A 1 量を増加しつつ、 粗 大な A 1 N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。 実施例
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 一 1 に示す組成の鋼 1 5 O K gを真空溶解炉 で溶製後、 表 1 一 3に示す加熱温度で熱間鍛造し、 直径が 6 5 m m 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、 A 1 Nの観察を行 い、 その特性を評価した。
表 1一 1
化学成分 （mass¾)
Figure imgf000020_0001
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、 8 5 0での温 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 H v 1 0で 1 6 0〜 1 7 0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 一 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 1 0 0 0 m mまで切削可能な最大切削速度 V L 1 0 0 0 を採用した。 表 1 一 2
Figure imgf000021_0001
N A C H I通常ドリルは、 （株） 不二越社製の型番 S D 3 . 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 2 5 m mの円柱材 2を切出した。 次に、 各円柱材 2に対して、 8 5 0での温度条件下で 1時間保持後、 6 0 °Cまで冷却する油焼入れを 行い、 更に、 5 5 0 °Cの温度条件下で 3 0分間保持した後、 水冷す る焼戻しを行ない、 硬さを H v 1 0で 2 5 5〜 2 6 5の範囲に調整 した。 その後、 各円柱材 2を機械加工して、 J I S Z 2 2 0 2 に規定されているシャルピー試験片 3 を作製し、 J I S Z 2 2 4 2 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 Z c m 2 ) を採用した。
A 1 Nの観察
A 1 N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ブ リ力法により観察を実施した。
観察は 1 0 0 0 m 2 の視野をランダムに 2 0視野実施し、 円相 当径が 2 0 0 n mを超える A 1 Nの合計体積の全 A 1 N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 一 3にまとめて示す。
表 1 — 3
Figure imgf000023_0001
上記表 1 — 1及び表 1 一 3 に示す N o . 1〜 1 5は発明例、 N o . 1 6〜 3 0は比較例である。
上記表 1 — 3に示すよう に、 実施例 N o . 1〜 1 5の鋼材では、 評価指標である V L 1 0 0 0、 I mp a c t v a l u e (吸収ェ ネルギ） のバランスが良好であるが、 比較例の N o . 1 6〜 3 0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 V L 1 0 0 0、 I mp a c t v a 1 u e (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、 N o . 1 6、 1 9、 2 2、 2 5、 2 8は、 A 1 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 V L 1 0 0 0 が同程度の S含有量を有する発明鋼に比べ劣っていた。
N o . 1 7、 2 0、 2 3、 2 6、 2 9は A 1 または Nの添加量が 多く、 上記式 （ 1 ) を満たす範囲の A 1 X Nに比べて高いため、 粗 大な A 1 Nが生成し、 被削性の指標である V L 1 0 0 0が同程度の S含有量を有する発明鋼に比べ劣っていた。
N o . 1 8、 2 1、 2 4、 2 7， 3 0は加熱温度が 1 2 0 0 °Cと 加熱温度が低いため、 粗大な A 1 Nが生成し、 被削性の指標である VL 1 0 0 0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 1 5 0 K g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 6 5 mm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、 シャルビ一衝撃試験、 A 1 Nの観察を行い、 その特性 を評価した。
表 2 - 1
化学成分 （mas s%)
Figure imgf000025_0001
被削性試験
被削性試験は、 鍛伸後の実施例の各鋼材を 8 5 0 °C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、 1 l m m厚さで輪切り し、 それを、 8 5 0 °Cの温度条件下で 1時間保持後 、 水焼入れし、 その後、 5 0 0 °Cの温度条件下での熱処理を施し、 硬さを H v 1 0で 3 0 0〜 3 1 0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 1 0 0 0 m mまで切削可能な最大切削速度 V L 1 0 0 0を採用した。 表 2 — 2
Figure imgf000025_0002
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。 シャルビ一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 8 5 0 °C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、 シャルピ一試験片より片側 1 mm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、 8 5 0 °C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、 5 0 0 °Cの温度条件下で 3 0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、 J I S Z 2 2 0 2に規定されているシャルピー試験片 3を作製し 、 J I S Z 2 2 4 2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 Z c m2 ) を採用した。
A 1 Nの観察
A 1 N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ブ リカ法により観察を実施した。
観察は 1 0 0 O m2 の視野をランダムに 2 0視野実施し、 円相 当径が 2 0 0 nmを超える A 1 Nの合計体積の全 A 1 N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。 表 2 — 3
Figure imgf000027_0001
上記表 2— 1及び表 2— 3に示す N o . 3 1〜 3 6は発明例、 N o . 3 7〜 4 1は比較例である。
上記表 2— 3に示すように、 実施例 N o . 3 1〜 3 6の鋼材では 、 評価指標である VL 1 0 0 0、 I m p a c t v a l u e (吸収 エネルギ） のバランスが良好である力 S、 比較例の N o . 3 7〜 4 1 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 V L 1 0 0 0、 I mp a c t v a 1 u e (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、 N o . 3 7、 4 0は、 A 1 量が本発明規定を下回つ ているため、 被削性の指標である V L 1 0 0 0が同程度の S含有量 を有する発明鋼に比べ劣っていた。
N o . 3 8、 4 1は A 1 または Nの添加量が多く、 上記式 （ 1 ) を満たす範囲の A 1 X Nに比べて高いため、 粗大な A 1 Nが生成し 、 被削性の指標である V L 1 0 0 0が同程度の S含有量を有する発 明鋼に比べ劣っていた。
N o . 3 9は加熱温度が 1 2 0 0 °Cと加熱温度が低いため、 粗大 な A 1 Nが生成し、 被削性の指標である V L 1 0 0 0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 1 5 O K g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 6 5 m m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、 シャルビ一衝撃試験 A 1 Nの観察を行い、 その特性を 評価した。
表 3— 1
化学成分 （mas s%)
Figure imgf000028_0001
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、 9 2 0 °C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 H v 1 0で 1 1 5〜 1 2 0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 1 0 0 0 m mまで切削可能な最大切削速度 V L 1 0 0 0 を採用した。 表 3 _ 2
Figure imgf000029_0001
シャルピ一衝撃試験
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。 シャルピ一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 ェにより、 J I S Z 2 2 0 2に規定されているシャルビ一試験 片 8 を作製し、 J I S Z 2 2 4 2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 Z c m2 ) を採用した。
A 1 Nの観察
A 1 N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ブ リカ法により観察を実施した。
観察は 1 0 0 の視野をランダムに 2 0視野実施し、 円相 当径が 2 0 0 n mを超える A 1 Nの合計体積の全 A 1 N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。 表 3 _ 3
Figure imgf000030_0001
上記表 3 — 1及び表 3 — 3に示す N o . 4 2〜 4 5は発明例、 N o . 4 6〜 5 0は比較例である。
上記表 3 — 3に示すように、 実施例 N o . 4 2〜 4 5の鋼材では 、 評価指標である V L 1 0 0 0、 I m p a c t v a l u e (吸収 エネルギ） のバランスが良好であるが、 比較例の N o . 4 6〜 5 0 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、 V L 1 0 0 0、 I m p a c t v a 1 u e (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、 N o . 4 6、 4 9は、 A 1量が本発明規定を下回つ ているため、 被削性の指標である V L 1 0 0 0が同程度の S含有量 を有する発明鋼に比べ劣っていた。
N o . 4 7、 5 0は A 1 または Nの添加量が多く、 上記式 （ 1 ) を満たす範囲の A 1 X Nに比べて高いため、 粗大な A 1 Nが生成し 、 被削性の指標である V L 1 0 0 0が同程度の S含有量を有する発 明鋼に比べ劣っていた。
N o . 4 8は加熱温度が 1 1 5 0 °Cと加熱温度が低いため、 粗大 な A 1 Nが生成し、 被削性の指標である V L 1 0 0 0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 1 5 0 K gを真空溶解炉で 溶製後、 表 4一 3に示す加熱温度で熱間鍛造し、 直径が 6 5 mmの 円柱状に鍛伸し後、 空冷し、 硬さを Hv l Oで 2 1 0〜 2 3 0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、 A 1 Nの観察を行い、 その 特性を評価した。
表 4一 1
化学成分 （mass
Figure imgf000031_0001
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 4一 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 1 0 0 0 mmまで切削可能な最大切削速度 VL 1 0 0 0を採用した。 表 4一 2
Figure imgf000032_0001
シャルピー衝撃試験
図 3は、 シャルピ一衝撃試験用試験片の切出し部位を示す図であ る。 シャルピ一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、 J I S Z 2 2 0 2に規定され ているシャルピー試験片 8を作製し、 J I S Z 2 2 4 2に規定 されている方法で、 室温におけるシャルビ一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 Z c m2 ) を採用した。
A 1 Nの観察
A 1 N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ブ リカ法により観察を実施した。
観察は 1 0 0 0 m2 の視野をランダムに 2 0視野実施し、 円相 当径が 2 0 0 n mを超える A 1 Nの合計体積の全 A 1 N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 4一 3にまとめて示す。 表 4一 3
Figure imgf000033_0001
上記表 4— 1及び表 4一 3に示す N o . 5 1〜 5 5は発明例、 N o . 5 6〜 6 0は比較例である。
上記表 4— 3に示すように、 実施例 N o . 5 1〜 5 5の鋼材では 、 評価指標である V L 1 0 0 0、 I mp a c t v a l u e (吸収 エネルギ） のバランスが良好であるが、 比較例の N o . 5 6〜 6 0 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、 V L 1 0 0 0、 I m p a c t v a 1 u e (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、 N o . 5 6， 5 9は、 A 1 量が本発明規定を下回つ ているため、 被削性の指標である V L 1 0 0 0が同程度の S含有量 を有する発明鋼に比べ劣っていた。
N o . 5 7、 6 0は A 1 または Nの添加量が多く、 上記式 （ 1 ) を満たす範囲の A 1 XNに比べて高いため、 粗大な A 1 Nが生成し 、 被削性の指標である V L 1 0 0 0が同程度の S含有量を有する発 明鋼に比べ劣っていた。
N o . 5 8は、 A 1 または Nの添加量が多く、 上記式 （ 1 ) を満 たす範囲の A 1 X Nに比べて高いのに加え、 加熱温度が 1 2 0 0 °C と低いため、 粗大な A 1 Nが生成し、 被削性の指標である V L 1 0 0 0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 C r、 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 1 5 0 K g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 6 5 m mの円柱状に鍛伸し後、 空冷し、 硬さを H V 1 0で 2 0 0〜 2 2 0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 、 A 1 Nの観察を行い、 その特性を評価した。
表 5— 1
化学成分 （mas s%)
Figure imgf000034_0001
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 1 0 0 0 m mまで切削可能な最大切削速度 V L 1 0 0 0 を採用した。 表 5— 2
Figure imgf000035_0001
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、 J I S Z 2 2 0 2に規定され ているシャルピー試験片 8を作製し、 J I S Z 2 2 4 2に規定 されている方法で、 室温におけるシャルビ一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 / c m 2 ) を採用した。
A 1 Nの観察
A 1 N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ブ リカ法により観察を実施した。
観察は 1 0 0 0 m 2 の視野をランダムに 2 0視野実施し、 円相 当径が 2 0 0 n mを超える A 1 Nの合計体積の全 A 1 N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。 表 5 — 3
Figure imgf000036_0001
上記表 5 — 1及び表 5 — 3に示す N o . 6 1〜 6 6は発明例、 N o . 6 7〜 7 1は比較例である。
上記表 5 — 3に示すように、 実施例 N o . 6 1〜 6 6 の鋼材では 、 評価指標である V L 1 0 0 0、 I m p a c t v a l u e (吸収 エネルギ） のバランスが良好であるが、 比較例の N o . 6 7〜 7 1 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、 V L 1 0 0 0、 I m p a c t v a 1 u e (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、 N o . 6 7、 7 0は、 A 1量が本発明規定を下回つ ているため、 被削性の指標である V L 1 0 0 0が同程度の S含有量 を有する発明鋼に比べ劣っていた。
N o . 6 8、 7 1は A 1 または Nの添加量が多く、 上記式 （ 1 ) を満たす範囲の A 1 XNに比べて高いため、 粗大な A 1 Nが生成し 、 被削性の指標である V L 1 0 0 0が同程度の S含有量を有する発 明鋼に比べ劣っていた。
N o . 6 9は加熱温度が 1 2 0 0 °Cと加熱温度が低いため、 粗大 な A 1 Nが生成し、 被削性の指標である V L 1 0 0 0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 C r 、 Vを添加し、 高 S i 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 一 1 に示す組成の鋼 1 5 0 K g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 6 5 m mの円柱状に鍛伸し後、 空冷し、 硬さを H v 1 0で 2 8 0 〜 3 0 0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 ャルピ一衝撃試験、 A 1 Νの観察を行い、 その特性を評価した。 表 6— 1
化学成分 （mas s%)
Figure imgf000037_0001
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 1 0 0 0 m mまで切削可能な最大切削速度 V L 1 0 0 0 を採用した。 表 6— 2
Figure imgf000038_0001
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。 シャルピ一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、 J I S Ζ 2 2 0 2に規定され ているシャルビ一試験片 8 を作製し、 J I S Z 2 2 4 2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 / c m2 ) を採用した。
A 1 Nの観察
A 1 N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ブ リカ法により観察を実施した。
観察は 1 0 0 0 m2 の視野をランダムに 2 0視野実施し、 円相 当径が 2 0 0 n mを超える A 1 Nの合計体積の全 A 1 N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。 表 6 — 3
Figure imgf000039_0001
上記表 6— 1及び表 6— 3に示す N o . 7 2〜 7 7は発明例、 N o . 7 8〜 8 2は比較例である。
上記表 6— 3 に示すように、 実施例 N o . 7 2〜 7 7の鋼材では 、 評価指標である V L I O O O、 I mp a c t v a l u e (吸収 エネルギ） のバランスが良好であるが、 比較例の N o . 7 8〜 8 2 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、 V L 1 0 0 0、 I m p a c t v a 1 u e (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、 N o . 7 8、 8 1は、 A 1 量が本発明規定を下回つ ているため、 被削性の指標である V L 1 0 0 0が同程度の S含有量 を有する発明鋼に比べ劣っていた。
N o . 7 9、 8 2は A 1 または Nの添加量が多く、 上記式 （ 1 ) を満たす範囲の A 1 X Nに比べて高いため、 粗大な A 1 Nが生成し 、 被削性の指標である V L 1 0 0 0が同程度の S含有量を有する発 明鋼に比べ劣っていた。
N o . 8 0は加熱温度が 1 2 0 0 t:と加熱温度が低いため、 粗大 な A 1 Nが生成し、 被削性の指標である V L 1 0 0 0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 C r、 Vを添加し、 低 S i 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 一 1 に示す組成の鋼 1 5 0 K g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 6 5 mmの円柱状に鍛伸し後、 空冷し、 硬さを H v l Oで 2 4 0〜 2 6 0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 ャルピ一衝撃試験、 A 1 Nの観察を行い、 その特性を評価した。 表 7 — 1
化学成分 （mass%)
Figure imgf000040_0001
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 1 0 0 0 mmまで切削可能な最大切削速度 V L 1 0 0 0 を採用した。 表 7 — 2
Figure imgf000041_0001
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。 シャルピ一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、 J I S Z 2 2 0 2に規定され ているシャルピ一試験片 8 を作製し、 J I S Z 2 2 4 2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ノ c m2 ) を採用した。
A 1 Nの観察
A 1 N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ブ リカ法により観察を実施した。
観察は 1 0 0 0 m2 の視野をランダムに 2 0視野実施し、 円相 当径が 2 0 0 nmを超える A 1 Nの合計体積の全 A 1 N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。 表 7— 3
Figure imgf000042_0001
上記表 7 _ 1及び表 7 _ 3に示す N o . 8 3〜 8 9は発明例、 N o . 9 0〜 9 4は比較例である。
上記表 7— 3に示すように、 実施例 N o . 8 3〜 8 9の鋼材では 、 評価指標である V L I O O O、 I mp a c t v a l u e (吸収 エネルギ） のバランスが良好であるが、 比較例の N o . 9 0〜 9 4 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、 V L I O O O、 I mp a c t v a 1 u e (吸収エネルギ） のバランスが劣っていた。 （図 1 0参照 )
具体的には、 N o . 9 0、 9 3は、 A 1 量が本発明規定を下回つ ているため、 被削性の指標である V L 1 0 0 0が同程度の S含有量 を有する発明鋼に比べ劣っていた。
N o . 9 1、 9 4は A 1 または Nの添加量が多く、 上記式 （ 1 ) を満たす範囲の A 1 X Nに比べて高いため、 粗大な A 1 Nが生成し 、 被削性の指標である V L 1 0 0 0が同程度の S含有量を有する発 明鋼に比べ劣っていた。 N o . 9 2は加熱温度が 1 2 0 0 °Cと加熱温度が低いため、 粗大 な A 1 Nが生成し、 被削性の指標である V L 1 0 0 0が同程度の S 含有量を有する発明鋼に比べ劣っていた。 産業上の利用可能性
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

請 求 の 範 囲
1. 化学成分が、 質量％で、
C ： 0. 0 6〜 0. 8 5 %、
S i ： 0 0 1〜 ； L . 5 %、
M n ： 0 • 0 5〜 2. 0 %、
P : 0. 0 0 5〜 0. 2 %、
S : 0. 0 0 1〜 0. 3 5 %、
A 1 : 0 • 0 6〜 ： L . 0 %
N : 0. 0 1 6 %以下
を含有し 、
A 1 X N X 1 0 5 ≤ 9 6 を満足し、
残部が F eおよび不可避的不純物からなり、 円相当径が 2 0 0 n m を超える A 1 Nの合計体積が、 全 A 1 Nの総体積の 2 0 %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。
2. 化学成分が、 更に、 質量％で 、 C a ： 0. 0 0 0 3〜 0 ' 0
0 1 5 % 、 T i ： 0. 0 0 1〜 0. 1 % 、 N b ： 0. 0 0 5 0 •
2 %、 W • 0. 0 1〜 1. 0 %、 V ： 0 • 0 1 %〜 1. 0 % 、 c r
: 0. 0 1 〜 2. 0 M o ： 0. 0 1 〜 1. 0 %、 N i ： 0 • 0
5〜 2. 0 %、 C u ： 0. 0 1〜 2 . 0 %、 M g ： 0. 0 0 0 1 〜
0. 0 0 4 0 %、 Z r ： 0. 0 0 0 3〜 0. 0 1 %、 R e m • 0
0 0 0 1〜 0. 0 1 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 に記載の被削性と衝撃値に 優れた熱間加工鋼材。
3. 化学成分が、 更に、 質量％で、
S b ： 0. 0 0 0 5 %以上 0. 0 1 5 0 %未満、
S n ： 0. 0 0 5〜 2. 0 %、 Z n ： 0. 0 0 0 5〜 0. 5 %、
B : 0. 0 0 0 5〜 0. 0 1 5 %、
T e : 0. 0 0 0 3〜 0. 2 %、
B i : 0. 0 0 5〜 0. 5 %、
P b : 0. 0 0 5〜 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
PCT/JP2008/057880 2007-04-18 2008-04-17 被削性と衝撃値に優れた熱間加工鋼材 WO2008130054A1 (ja)

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