JP4205406B2

JP4205406B2 - Machine structural steel with excellent cutting tool life and its manufacturing method

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Publication number: JP4205406B2
Application number: JP2002335383A
Authority: JP
Inventors: 浩家口; 雅実染川; 勝彦尾崎
Original assignee: Kobe Steel Ltd
Current assignee: Kobe Steel Ltd
Priority date: 2002-07-25
Filing date: 2002-11-19
Publication date: 2009-01-07
Anticipated expiration: 2022-11-19
Also published as: JP2004107787A

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、切削工具寿命が顕著に改善された機械構造用鋼およびその製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
従来、切削工具寿命の延長を図るべく、機械構造用鋼にＰｂ，ＭｎＳ，Ｃａ等を含有させて被削性を向上させることが広く行なわれてきた。
【０００３】
しかし、Ｐｂは環境や人体に悪影響を与えることから近年ではその使用が控えられており、ＭｎＳには、鋼中多量に含有させると機械的性質の異方性が増大するという欠点がある。
【０００４】
また、鋼にＣａを添加して酸化物系介在物の組成制御を行ない、アノルサイトやゲーレナイト等の低融点酸化物を生成させることによって被削性を改善する方法も知られており、この種の鋼では、ＣａＯ系酸化物自体も切削工具の保護膜となり得る。特に、Ｐ種の超硬工具を用いた高速切削領域での工具寿命の改善には、Ｃａの添加が有効であるとされている。
【０００５】
ところが、Ｃａを過剰に添加すると、大型酸化物系介在物が生成する可能性が高くなり、疲労強度の低下が懸念される。
【０００６】
これらの問題を改良した鋼として、特許文献１には、Ａｌ，Ｂ，Ｎを含有する高速切削用快削鋼が開示されている。当該特許文献の記載によれば、鋼中に当初から存在しているＡｌＮは工具保護に寄与しないが、鋼にＡｌとＢＮを複合添加しておくと切削中にＡｌＮが生成し、これが工具面上に付着することにより工具を保護すると考えられている。しかし、当該鋼はＢを必須元素として含んでいることから、焼入性の過度な向上により鋼が硬質化することに加えて、鋼の結晶粒制御が困難であるという欠点がある。そして何よりも、添加元素量が規定されているのみで具体的なＡｌＮの生成・付着条件までは明確にされていないため、必ずしも充分な工具寿命は得られていない。
【０００７】
また、特許文献２にも、ＡｌＮ保護膜の生成を意図した快削鋼が記載されている。しかし、この鋼はＣａ添加を必須としているために大型酸化物系介在物の生成による疲労強度の低下が懸念される。その上、この特許文献にも具体的なＡｌＮの生成・付着条件は示されていない。
【０００８】
一方、特許文献３には、断続高速切削用鋼として、Ａｌを増量添加し酸素量を制限したものが記載されている。当該鋼では、酸化物となっていない鋼中のＡｌが断続切削中に酸化されてＡｌ酸化物となり、これが工具面上に付着することで被削性を向上させるとされている。しかし、当該技術も添加元素量を規定しているのみであり、しかも被削性に重要な影響を及ぼすＮの含有量までは規定していないことから、充分な工具寿命が得られるとは限らない。
【０００９】
ＡｌＮによる工具の保護効果を意図した上記切削鋼以外にも、Ｖを積極的に添加してその炭窒化物を組織中に生成させることにより、被削性と疲労強度を向上させた鋼が知られている。例えば特許文献４には、Ａｌの他にＶやＮを含む鋼を使用し、１０００〜１３００℃に加熱して熱間鍛造した後に空冷若しくはファン冷却して非調質鍛造品を製造する方法が記載されている。
【００１０】
しかし、この特許文献に記載の実施例に拠れば、空冷したものとファン冷却したものとでは工具寿命が殆ど同一である。このことは、ファン冷却と雖もその条件は甘いものであり冷却速度が充分でないことから、鋼切削時におけるＡｌ，Ｖ，Ｎの特性を発揮できていないことを示す。実際、特許文献４に記載されている鋼は「ミクロ組織がフェライトとパーライトから成る」ことを特徴の一つとしている。ここで「パーライト」はオーステナイト状態の鋼を徐冷することによって得られる組織であるため、特許文献４に記載の製造方法で採用されている冷却速度は低いものであることが想定される。
【００１１】
また、特許文献４に記載されているＡｌの添加目的は脱酸のみであり、過剰に添加するとＡｌＮを形成してＮをトラップすると記載されている。Ｎについては所謂ひずみ時効によって疲労強度を改善する効果しか開示されていない。更に、Ｖについては組織中に炭窒化物を形成して疲労強度を向上させる効果しか記載されておらず、このＶ炭窒化物は、鋼組織中で微細に析出させる必要があるとされている。即ち、特許文献４にはＡｌＮやＶ炭窒化物の記載はあるものの、固溶状態のＡｌ，Ｎ，Ｖや切削時におけるＡｌＮやＶＮの生成に関しては一切認識されていない。
【００１２】
【特許文献１】
特開２０００−２６９３５号公報（請求項１等）
【特許文献２】
特開２００１−３３５８８５号公報（請求項１等）
【特許文献３】
特開２００１−３４２５３９号公報（請求項１等）
【特許文献４】
特開２０００−２３９７８２号公報（請求項１等）
【００１３】
【発明が解決しようとする課題】
上述した状況の下、本発明が解決すべき課題は、切削時にＶＮ，ＮｂＮ，またはＡｌＮを確実に生成することにより切削工具を保護し、その寿命の延長を可能とする機械構造用鋼と、そのような機械構造用鋼を製造する方法を提供することにある。
【００１４】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、切削工具の寿命を延ばすべく、鋼組織中にはＶＮ等として存在し難く、鋼の切削時に初めて工具保護膜成分としてのＶＮ，ＮｂＮ，ＡｌＮが生成し得る様な条件につき鋭意研究を進めた。その結果、鋼の構成成分として単にＶ，Ｎｂ或いはＡｌとＮを含有せしめさえすればよいのではなく、固溶状態で存在するＶ等とＮの存在量が重要であり、これらを適切に制御すれば切削時の熱によりＶＮ等が確実に生成し、ひいては工具寿命の延長につながることを見出して本発明を完成した。
【００１５】
即ち、本発明の機械構造用鋼は、切削工具寿命に優れた機械構造用鋼であって、固溶Ｖ，固溶Ｎｂ，固溶Ａｌから選択される１種以上を合計で０.００５％以上、固溶Ｎを０.００１％以上含有することを特徴とする。鋼中に固溶状態で存在する固溶Ｖ等および固溶Ｎが当該規定範囲内である鋼は、切削時において確実にＶＮ等を生成して切削工具を保護するため、その寿命を延ばすことができる。
【００１６】
本発明鋼は、固溶Ｖ，固溶Ｎｂおよび固溶Ａｌの全てを含まないものであっても、これらの何れかを規定範囲内で含有すればよい。例えば、固溶Ｖおよび／または固溶Ｎｂを合計で０.００５％以上含むものであってもよい。
【００１７】
この場合、固溶Ｖおよび／または固溶Ｎｂの合計含有量としては、０.０１％以上が好ましい。切削時の工具保護作用を、更に高めることができるからである。また、当該鋼中に含まれるＴｉ，ＺｒおよびＡｌの合計含有量は、０.０２％以下であることが好ましい。これらの元素はＶやＮｂよりもＮとの結合能が高く、これらがＮと優先的に結合し、工具保護効果を発揮するＶＮやＮｂＮの生成が阻害されるため、これら元素の含有量を抑制することが望ましいからである。更に、Ｖおよび／またはＮｂの総含有量は、合計で０.１５％未満とすることが好ましい。０.１５％以上添加すると、固溶状態のＶやＮｂ以外に鋼中でのＶＮやＮｂＮの生成量が増加し、その結果、必要な固溶Ｎが不足することがあるからである。
【００１８】
また、本発明鋼は、固溶Ａｌの含有量が０.００５５％以上であり、且つ含有酸素量が０.００３５％以下であるものであってもよい。ここで含有酸素量を規定したのは、Ａｌ_２Ｏ_３の生成により消費されるＡｌ量を抑制することによって固溶Ａｌを確保し、ＡｌＮによる工具保護特性を充分に発揮させるためである。
【００１９】
この場合における固溶Ａｌの含有量は、０.０２％以上であることが好ましい。ＡｌＮ生成による切削時の工具保護作用を、より確実に発揮させることができるからである。また、含有酸素量は０.００２％以下が好ましい。Ａｌ_２Ｏ_３の生成を更に抑制できるからである。更に、Ａｌの総含有量は、合計で０.１％以下とすることが好ましい。ＶやＮｂの場合と同様に、Ａｌ総含有量が０.１％を超えると必要な固溶Ｎの確保が困難となる場合があるからである。
【００２０】
上記の本発明鋼では、固溶Ｎの含有量が０.００２５％以上であるものが好適である。切削時において十分量のＶＮ等を生成させ、工具保護作用をより確実に発揮できるからである。
【００２１】
本発明に係る鋼は、鋼の一般的な含有成分として、Ｃを０.１〜１.２％およびＳｉを０.００５〜０.５％含有するものが好ましく、また、Ｍｎを２％以下およびＳを０.２％以下、０.０１％以下のＣａ、０.０１％以下のＭｇ、０.０１％以下のＲＥＭよりなる群から選択される１種以上、或いはＢｉを０.２５％以下含有するものであってもよい。これらは、それぞれの元素が鋼成分として個々に有する特性を発揮するからである。
【００２２】
また、本発明鋼は、実質的にＢを含有しないものが好ましい。Ｂは焼き入れ性を高めて鋼を硬質化し、被削性を低下させることがあるからである。
【００２３】
本発明に係る鋼の製造方法の一つは、固溶Ｖを０.００５％以上含有する機械構造用鋼の製造方法であって、鋼材の少なくとも一部がオーステナイト化する加熱処理のうち最終加熱処理時の温度を９５０℃以上とし、その後の冷却過程において８００℃から５００℃までの平均冷却速度を１.０℃／ｓ以上とすることを特徴とする。当該方法によれば、固溶Ｖの含有量が規定範囲内となり、切削工具寿命に優れた鋼を製造することができる。
【００２４】
また、本発明に係る他の製造方法は、固溶Ｖ，固溶Ｎｂ，固溶Ａｌから選択される１種以上を合計で０.００５％以上含有する機械構造用鋼の製造方法であって、鋼材の少なくとも一部がオーステナイト化する加熱処理のうち最終加熱処理時の温度を１０５０℃以上とし、その後の冷却過程において８００℃から５００℃までの平均冷却速度を１.０℃／ｓ以上とすることを特徴とする。当該方法によれば、上記方法と同様に、固溶Ｖ，固溶Ｎｂまたは固溶Ａｌの含有量が規定範囲に収まる鋼を容易に製造することができる。
【００２５】
これら本発明に係る鋼の製造方法では、上記最終加熱処理を熱間圧延または熱間鍛造によって行なうことが好ましい。本発明鋼の製造に必須である加熱処理と共に圧延または鍛造を行なえば、機械構造用鋼の製造工程全体の短縮に繋がり、生産性が向上するからである。
【００２６】
尚、上記製造方法では、それぞれ「固溶Ｖを０.００５％以上含有する機械構造用鋼の製造方法」或いは「固溶Ｖ，固溶Ｎｂ，固溶Ａｌから選択される１種以上を合計で０.００５％以上含有する機械構造用鋼の製造方法」と規定してあるが、勿論、前述した本発明鋼全ての製造に応用できる。
【００２７】
【発明の実施の形態】
本発明の機械構造用鋼が享有する最大の特徴は、固溶Ｖ等と固溶Ｎとを一定量以上含有することにより、切削中の温度上昇によりＶＮ等が確実に生成し工具面上に付着することで工具摩耗を抑制でき、その寿命を延長せしめ得ることにある。即ち、従来、鋼中のＶ等やＮが工具寿命の延長に寄与し得ることは知られていたものの、これらを含有させても必ずしも工具寿命が延長されるとは限らなかった。しかし、本発明者らは、切削中にＶＮ等を生成させるには、鋼中に適量の固溶Ｖ等と固溶Ｎを存在させることが不可欠であることを見出し、これらの工具保護作用を実験により証明したものである。
【００２８】
以下に、斯かる特徴を発揮する本発明の実施形態、及びその効果について説明する。
【００２９】
本発明の機械構造用鋼は、固溶Ｖ，固溶Ｎｂ，固溶Ａｌから選択される１種以上を合計で０.００５％以上、固溶Ｎを０.００１％以上含有することが必須である。これらの条件を満たすことで、切削中の温度上昇により確実にＶＮ，ＮｂＮ，或いはＡｌＮを生成させることができ、他の特別な元素を添加しなくとも、工具（特に、超硬Ｐ種のもの）寿命の延長を達成することができる。また、これら条件により、旧オーステナイト結晶粒の微細化も進み、疲労強度低下の懸念もなくなる。
【００３０】
これらの規定値については、切削時に生成させる窒化物の主な有効固溶金属元素が、固溶Ｖおよび／または固溶Ｎｂである場合には、これらの合計含有量を０.０１％以上にすることが好ましく、主な有効固溶金属元素が固溶Ａｌである場合には、０.００５５％以上（特に好適には０.０２％以上）が好ましい。また、固溶Ｎの含有量は０.００２５％以上がより好ましい。より一層の効果向上が期待できるからである。一方、固溶Ｖ，固溶Ｎｂ，固溶Ａｌから選択される１種以上の合計が０.００５％未満、或いは固溶Ｎが０.００１％未満では、切削時に充分量のＶＮ等が生成せず、工具保護効果が有意に発揮されなくなる。
【００３１】
尚、学術的には「酸可溶Ａｌ（ｓｏｌ．Ａｌ）」との語があるが、本発明の固溶Ａｌとは異なる。即ち、「酸可溶Ａｌ」とは、化学分析において酸に溶解しない酸化物以外のＡｌをいい、固溶Ａｌ以外にも、ＡｌＮの様に酸素以外の元素と結合した状態のものも含まれる。一方、本発明の「固溶Ａｌ」は、鉄マトリックス中に固溶された状態の純粋なＡｌのみをいう。鋼中に元々混入しているＡｌＮ等は切削工具の保護に寄与せず、固溶状態にあるＡｌが固溶Ｎと切削熱により反応して生成するＡｌＮだけが、工具寿命改善効果を発揮するからである。この点に関しては、ＶおよびＮｂについても同様である。
【００３２】
主な有効固溶金属元素が、固溶Ｖおよび／または固溶Ｎｂである場合には、鋼中に含ませるＴｉ，ＺｒおよびＡｌの合計含有量を０.０２％以下に抑えることが好ましい。特にＴｉとＺｒはＮとの結合能が高いので、鋼中のＮがこれらと結合して固溶状態では存在し得なくなり、切削時に固溶Ｖや固溶Ｎｂと結合すべき固溶Ｎが不足して、十分な工具保護効果が発揮されなくなることがあるからである。また、前述した様に、固溶状態にあるＡｌは切削時に固溶Ｎと結合して工具を保護するが、固溶Ｖや固溶Ｎｂに比べて固溶Ｎとの結合能が高く、且つ酸化物（Ａｌ_２Ｏ_３）を生成し易い。従って、鋼中でＡｌを固溶状態に置くことはＶやＮｂの場合より相対的に難しいので、固溶制御が比較的容易なＶとＮｂの特性を有効に活用するには、Ａｌ量を低減する方が、鋼製造時の制御等においても技術的に楽だからである。
【００３３】
一方、鋼中のＶおよび／またはＮｂの総含有量が合計で０.１５％以上になると、鋼中でのＶＮまたはＮｂＮの生成量が増加し、その結果、固溶Ｎの確保が困難となることがあるため、Ｖおよび／またはＮｂの含有量は０.１５％未満とすることが望ましい。より好ましくは、０.１２％以下にする。
【００３４】
主な有効固溶金属元素が固溶Ａｌである場合には、含有酸素量を０.００３５％以下とすることが好ましい。当該規定範囲内であれば、Ａｌ酸化物の生成が抑制され、たとえ固溶Ｖや固溶Ｎｂを含まない鋼であっても、固溶Ａｌ量の確保がより容易になるからである。斯かる効果を更に有効に発揮させるには、当該酸素量を、０.００２％以下に抑えることが好ましく、更に０.００１５％以下であることが好ましい。
【００３５】
一方、ＶやＮｂの場合と同様に、Ａｌの総含有量が０.１％を超えると鋼中でのＡｌＮ生成量が増え、固溶Ｎの確保が困難になる場合があるため、Ａｌの総含有量は０.１％以下とすることが望ましい。より好ましくは、０.０５％以下にする。
【００３６】
酸素量を規定値内に制御する方法としては、後述するようにＣａ等を適量添加する方法の他に、公知の真空脱酸処理などが考えられる。但し、強力な脱酸元素であってもＴｉやＺｒなどの様に窒化物を生成し易い元素は、添加元素として適当でない。他の重要な成分である固溶Ｎを確保できなくなるからである。
【００３７】
本発明の機械構造用鋼は、基本元素としてＣを０.１〜１.２％およびＳｉを０.００５〜０.５％含有するものであってもよい。これらは機械構造用鋼の成分として一般的なものであり、それぞれの成分につき定められた含有量規定値内であれば、本発明が発揮すべき効果を阻害するものではないからである。
【００３８】
また、Ｍｎを２％以下およびＳを０.２％以下含有してもよい（ＭｎとＳの双方が０である場合を除くものとする）。これらは、鋼中でＭｎＳとなり切削性の向上に寄与する一方で、当該規定値範囲内であれば異方性の増大という欠点は生じないからである。但し、斯かる効果を有効に発揮させるには、Ｍｎ量は０.２％以上、Ｓ量は０.０１％以上とすることが好ましい。
【００３９】
更に、本発明の機械構造用鋼は、０.０１％以下のＣａ、０.０１％以下のＭｇ、０.０１％以下のＲＥＭよりなる群から選択される１種以上を含有するものであってもよい（Ｃａ，Ｍｇ，ＲＥＭの何れもが０である場合を除くものとする）。Ｃａ，Ｍｇ，ＲＥＭは、酸素との反応性が強くＣａＯ等を生成し易い一方で、窒化物を生成し難いことから他の元素の酸化物を抑制できるため、固溶Ａｌおよび固溶Ｎの確保に有効だからである。また、これら強力な脱酸元素は酸化物の生成条件をより高温側にシフトさせるので、結果的に鋼中に占める酸素の総含有量を低減させるという効果もある。更に、ＣａＯ等は、それ自体が酸化物系介在物の組成制御作用を発揮して被削性の向上に寄与する。但し、過剰のＣａ等は大型酸化物を生成して被削性を劣化させるので、それぞれの含有量は規定値内に抑えることが必要である。一方、これら元素の特長を発揮させるには、含有量は夫々０.０００５％以上とすることが好ましい。
【００４０】
本発明では、上述したＣａ等の特長を有効に発揮させつつ、その欠点を生じない範囲内で、Ｃａ等を添加することも可能となる。即ち、本発明は、固溶Ｖ等および固溶Ｎの含有量を制御することにより工具寿命を改善するものであるが、Ｃａ等の添加による酸化物系介在物の組成制御による被削性改善効果と組み合わせることも可能であり、この場合には両方の効果が重畳されるので、大型酸化物生成が懸念されない範囲でＣａ等の添加量を調整すればよい。
【００４１】
上記成分の他に、Ｂｉを０.２５％以下含有することも有効である。当該範囲内のＢｉ添加により、強度特性を維持しつつＰｂ快削鋼とほぼ同等の被削性が得られるからである。斯かる効果を発揮させるための好ましいＢｉ含有量は、０.０１％以上である。また、０.３５％以下のＰｂを添加することもできる。この程度であれば、環境および人体への影響も少ないと考えられるからである。その一方で、Ｐｂの特長を発揮するためには０.０１％以上含有することが好ましい。
【００４２】
その他に、Ｃｒ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｍｏ，Ｗ，Ｔｉ，Ｖ，Ｎｂ，Ｚｒ，Ｂ等を、焼入れ性の確保やオーステナイト結晶粒の微細化などを目的として適量添加してもよい。但し、これら元素のうち特にＢは、焼入れ性を高めて鋼材を硬質化し被削性を著しく劣化させるので、実質的に含有させないことが好ましい。また、その他の不可避化合物を含んでいる鋼も、本発明の範囲に含まれる。
【００４３】
以上で説明した構成を有する鋼を製造するには、添加成分を適量含ませ、サンプルをチェックしつつその含有量を調節する。また、必要なＮ量を得るために、窒化鉄を添加する場合もある。
【００４４】
上述した鋼の内、固溶Ｖを０.００５％以上含有する鋼を得るには、鋼材の少なくとも一部がオーステナイト化する加熱処理のうち最終加熱処理時の温度を９５０℃以上とし、その後の冷却過程において８００℃から５００℃までの平均冷却速度を１.０℃／ｓ以上とすることが必須となる。
【００４５】
また、固溶Ｖ，固溶Ｎｂ，固溶Ａｌから選択される１種以上を合計で０.００５％以上含有する鋼を製造するには、鋼材の少なくとも一部がオーステナイト化する加熱処理のうち最終加熱処理時の温度を１０５０℃以上とし、その後の冷却過程において８００℃から５００℃までの平均冷却速度を１.０℃／ｓ以上とすることが必要である。
【００４６】
切削工具寿命の改善に重要となる固溶Ｖ，固溶Ｎｂ，或いは固溶Ａｌの量および固溶Ｎ量を確保するには、鋼材の少なくとも一部がオーステナイト化する加熱処理のうち最終加熱処理時の温度を、上記規定範囲内にしなければならない。
【００４７】
固溶Ｖ量が０.００５％以上である鋼を得るには、上記の最終加熱処理時の温度を９５０℃以上にしなければならない。オーステナイト化しない加熱処理、例えばフェライト温度域だけで加熱する焼戻し等の熱処理や、加熱処理温度が９５０℃未満である場合には、ＶおよびＮの固溶化が起こらないからである。従って、オーステナイト化加熱処理（例えば、熱間圧延、熱間鍛造、焼きならし、焼なまし、焼き入れ処理、浸炭焼き入れ処理、高周波焼き入れ処理など）が複数回行われる場合でも、最後の処理時の温度を９５０℃以上に維持すれば必要な固溶Ｖと固溶Ｎは確保されるので、その前後にオーステナイト化しない加熱処理が行われてもよく、更には他の加工工程が組み合わされてもよい。しかし、高温である程固溶状態は安定であるので、当該温度範囲は９６０℃以上が好ましく、更に９７０℃以上が好ましい。
【００４８】
一方、必要最低限の有効固溶金属元素としてＶ以外のＮｂやＡｌも利用する場合には、ＮｂとＡｌはＶに比べて安定な固溶状態となり難いため、より高い温度である１０５０℃以上（好ましくは１１００℃以上、特に好ましくは１１５０℃以上）にすることが必要である。
【００４９】
また、オーステナイト化加熱処理終了後の冷却過程では、８００℃から５００℃までの平均冷却速度を１.０℃／ｓ以上とすることが必要である。８００℃から５００℃の温度範囲では、冷却中ＶＮ等の析出が最も活発に起こるので、斯かる温度範囲内での冷却速度が１.０℃／ｓ未満の場合、例えば、冷却を強制的に行なうことなく単に放冷した様な場合には、Ｖ等やＮが固溶状態のまま存在し得なくなってＶＮ等として析出し、結果的に工具寿命の充分な改善が達成できなくなるからである。ＶＮ等の析出をより確実に防止するための好ましい冷却速度は１.１℃／ｓ以上、更に１.２℃／ｓ以上，１.３℃／ｓ以上，１.４℃／ｓ以上が好ましく、特に１.５℃／ｓ以上が好ましい。
【００５０】
この冷却温度は、鋼の直径等，測定温度範囲や温度測定部位により変化するが、一般的文献（「鋼の熱処理改定５版」日本鉄鋼協会編，丸善株式会社，第２１頁の図１・３２および第２２頁の図１・３３(c)）によれば、８００℃から５００℃の温度範囲における直径５０ｍｍ鋼表面の空冷による冷却速度は、約０.４〜０.６℃／ｓである。この様な冷却速度では、鋼中でＶ等やＮの固溶状態を維持できないため、強制冷却をする必要がある。
【００５１】
この「強制冷却」とは、自然冷却（放冷）よりも早い冷却速度を得ることをいい、例えば、風による衝風冷却，ミスト冷却，水冷などがある。
【００５２】
上記「最終加熱処理」は、鋼製造工程の効率化の観点から熱間圧延または熱間鍛造が好ましい。これらの熱処理は、当業者にとり公知のものを採用することができる。
【００５３】
本発明は以上の様に構成されており、本発明に係る機械構造用鋼は、切削工具寿命を延長できるという特長を有することから、快削肌焼用鋼や快削熱間鍛造用鋼等として有効に活用することができる。
【００５４】
【実施例】
以下に、実施例を示すことにより本発明を更に詳細に説明するが、本発明の範囲はこれらに限定されるものではない。
【００５５】
（実施例１）
実施例１は、機械構造用鋼における構成成分の影響を検討するための実験である。
【００５６】
先ず、下表１の成分組成のものを１５０ｋｇのラボＶＩＦで溶製し、これを加熱温度１２００℃にて直径５０ｍｍの丸棒に鍛造し、９００〜１０００℃で終了した。その後、８００℃から５００℃までの平均冷却速度が約１.５℃／ｓとなる様に強制空冷し、機械構造用鋼を製造した。この際、強制空冷の方法は衝風冷却により、鋼材温度の測定は放射温度計（ミノルタ社製のＴＡ−０５１０ＦとＴＲ−６３０）により行なった。
【００５７】
次に、鋼全体に占めるトータルＡｌとトータルＮの含有量、および化合物型として存在し固溶状態にないＡｌ_２Ｏ_３，ＡｌＮと化合物型Ｎの含有量を下記に示す方法により測定し、固溶Ａｌおよび固溶Ｎの含有量を算出した。
【００５８】
トータルＡｌ：ＩＣＰ発光分光分析法
Ａｌ_２Ｏ_３：ハロゲン・メタノール抽出（臭素メタノール１０％溶液使用，フィルターサイズ：０.１μｍ） → ＩＣＰ発光分光分析法
ＡｌＮ：ブロムエステル法（ガラスフィルター使用，フィルターサイズ：０.７μｍ）
トータルＮ：不活性ガス融解熱伝導度法
化合物型Ｎ：電解抽出（１０％アセチルアセトン−１％テトラメチルアンモニウムクロリド−メタノール溶液使用，フィルターサイズ：０.１μｍ） →インドフェノール吸光光度法
固溶Ａｌ含有量＝（トータルＡｌ）−（Ａｌ_２Ｏ_３として存在するＡｌ）−（ＡｌＮとして存在するＡｌ）
固溶Ｎ含有量＝（トータルＮ）−（化合物型Ｎ）。
【００５９】
これら鋼を、超硬工具Ｐ１０を使用して、切削速度２００ｍ／ｍｉｎ、送り０.２５ｍｍ／ｒｅｖ、切込み１.５ｍｍ、乾式という条件で切削した。当該切削開始から４０分後に、プロファイル計によりクレータ摩耗深さ（ＫＴ摩耗量，μｍ）を測定し、最大深さを評価基準とした。
【００６０】
以上の結果を表１に示す。
【００６１】
【表１】

【００６２】
表中の値は「質量％」を示し、「Ｏ」は、鋼全体に占める酸素量を示す。
【００６３】
当該結果によれば、本発明の範囲外であるＮｏ.７，８の鋼は、ＡｌおよびＮを構成成分としてそれなりに含有するものの、固溶Ａｌおよび固溶Ｎの含有量が本発明の規定値範囲外であるためにＫＴ摩耗量が高く、従って切削工具寿命は短いことが想定される。
【００６４】
一方、固溶Ａｌおよび固溶Ｎが本発明の規定範囲内であるＮｏ.１〜６の鋼では、ＫＴ摩耗量が顕著に低下しており、切削工具寿命は改善されていることが明らかにされた。
【００６５】
（実施例２）
実施例１と同様の方法によって、下表２に示す鋼を製造して切削を行ない、クレータ摩耗深さ（ＫＴ摩耗量，μｍ）を測定した。
【００６６】
尚、トータルＶの含有量等は、下記に示す方法により測定した。
【００６７】
トータルＶ，Ｎｂ：ＩＣＰ発光分光分析法
化合物型Ｖ，Ｎｂ：電解抽出（１０％アセチルアセトン−１％テトラメチルアンモニウムクロリド−メタノール溶液使用，フィルターサイズ：０.１μｍ） → ＩＣＰ発光分析法
固溶Ｖ含有量＝（トータルＶ）−（化合物型Ｖ）
固溶Ｎｂ含有量＝（トータルＮｂ）−（化合物型Ｎｂ）。
【００６８】
以上の結果を表２に示す。
【００６９】
【表２】

【００７０】
当該結果によれば、本発明の範囲外であるＮｏ.１９の鋼は、固溶Ｎｂを０.０１５％含んでいるものの固溶Ｎが少ないため、ＫＴ摩耗量が高くなっている。これは、窒化物を作り易いＴｉ，Ｚｒ，Ａｌを多く含むため、鋼中でＮが固溶状態で存在できなかったことによると考えられる。
【００７１】
また、固溶Ｖ，固溶Ｎｂ，固溶Ｎのいずれか或いはこれらのうち複数の含有量が、本発明の規定範囲外であるＮｏ.２０〜２２の鋼もＫＴ摩耗量が高く、従って切削工具寿命は短いことが想定される。
【００７２】
一方、固溶Ｖまたは固溶Ｎｂと固溶Ｎの含有量全てが本発明の規定範囲内であるＮｏ.９〜１８の鋼では、ＫＴ摩耗量が顕著に低下しており、切削工具寿命は改善されていることが実証されている。
【００７３】
（実施例３）
実施例３は、工具寿命の改善に必要な固溶Ａｌおよび固溶Ｎを確保するための鋼の製造条件、特に加熱処理条件を検討するための実験である。
【００７４】
下表３に示す組成成分鋼（SCM415）を実炉で溶製し、鋼材の少なくとも一部がオーステナイト化するように下表４に示す条件１で直径５０ｍｍに熱間圧延した。即ち、加熱温度を１１５０℃とし、約９５０℃での最終圧延後は、衝風冷却による強制空冷によって、８００℃から５００℃までの平均冷却速度を表中記載の通り１.５℃／ｓに制御した。冷却中の鋼材温度は、放射温度計により測定した。また、Ａｌ_２Ｏ_３等の含有量の測定は、実施例２と同様の方法により行なった。
【００７５】
比較例として、条件１の処理後、本発明の範囲外である条件２で更に加熱処理（焼きならし）した。
【００７６】
これら条件１の処理を行なった鋼材、および条件１に次いで条件２の処理を行なった鋼材につき、実施例１と同様にＫＴ摩耗量を測定した。結果を表４に示す。
【００７７】
【表３】

【００７８】
【表４】

【００７９】
表４に示す結果の通り、本発明に係る製法により製造された鋼は、充分量の固溶Ａｌおよび固溶Ｎを有し、優れた工具寿命の改善作用を示している。これに対し、オーステナイト化する最終加熱処理工程を本発明の規定外の条件にて処理を行なった鋼は、充分量の固溶Ａｌおよび固溶Ｎを有さず、工具寿命の改善は観察されなかった。
【００８０】
（実施例４）
実施例４は、工具寿命の改善に必要な固溶Ｖおよび固溶Ｎを確保するための鋼の製造条件、特に加熱処理条件を検討するための実験である。
【００８１】
下表５に示す組成成分鋼を用い、加熱温度を９７０℃とする以外は実施例３と同様の方法によって鋼を製造した（下表６中の条件３）。また、化合物型Ｖ等の含有量の測定は、実施例２と同様の方法により行なった。
【００８２】
更に、比較例として、条件３の処理後、本発明の範囲外である条件４で更に加熱処理（焼きならし）した。
【００８３】
これら条件３の処理を行なった鋼材、および条件３に次いで条件４の処理を行なった鋼材につき、実施例１と同様にＫＴ摩耗量を測定した。結果を表６に示す。
【００８４】
【表５】

【００８５】
【表６】

【００８６】
表４に示す結果の通り、本発明に係る製法により製造された鋼は、充分量の固溶Ｖおよび固溶Ｎを有し、優れた工具寿命の改善作用を示した。これに対し、オーステナイト化する最終加熱処理工程を本発明の規定外の条件にて処理を行なった鋼は、充分量の固溶Ｖおよび固溶Ｎを有さず、工具寿命の改善は観察されなかった。
【００８７】
上記実施例３と４の結果より、同一の成分組成を有する鋼であっても、本発明の製法によれば、優れた工具寿命改善作用を示す鋼を製造できることが明確にされた。
【００８８】
【発明の効果】
本発明の機械構造用鋼は、切削時に生じる熱によって確実にＶＮ，ＮｂＮ或いはＡｌＮを生成することにより切削工具表面を保護し、その寿命を延長することができる。そのため、近年における高速且つ大量生産条件においても、非常に優れた生産性を示す。
【００８９】
また、本発明に係る鋼の製造方法は、その様な鋼を生産できるものである。
【００９０】
従って、本発明は、機械構造として用いられる鋼を提供するものとして極めて有用である。[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention relates to a machine structural steel having a significantly improved cutting tool life and a method for producing the same.
[0002]
[Prior art]
Conventionally, in order to extend the life of a cutting tool, it has been widely practiced to improve machinability by incorporating Pb, MnS, Ca or the like into steel for machine structure.
[0003]
However, since Pb has an adverse effect on the environment and the human body, its use has been refrained in recent years, and MnS has a drawback that the anisotropy of mechanical properties increases when contained in a large amount in steel.
[0004]
In addition, a method for improving the machinability by adding Ca to steel to control the composition of oxide inclusions and generating low melting point oxides such as anorcite and gehlenite is also known. In steel, the CaO-based oxide itself can be a protective film for a cutting tool. In particular, the addition of Ca is considered to be effective for improving the tool life in a high-speed cutting region using a P-type carbide tool.
[0005]
However, when Ca is added excessively, there is a high possibility that large oxide inclusions are generated, and there is a concern that the fatigue strength may be reduced.
[0006]
As steel that has improved these problems, Patent Document 1 discloses free-cutting steel for high-speed cutting containing Al, B, and N. According to the description of the patent document, AlN present in steel from the beginning does not contribute to tool protection. However, if Al and BN are added in combination to steel, AlN is generated during cutting, which is the tool surface. It is believed to protect the tool by adhering to the top. However, since the steel contains B as an essential element, there is a drawback that it is difficult to control the crystal grains of the steel in addition to hardening the steel due to excessive improvement in hardenability. Above all, only the amount of added elements is defined, and the specific conditions for the formation and adhesion of AlN are not clarified, so that a sufficient tool life is not always obtained.
[0007]
Patent Document 2 also describes free-cutting steel intended to produce an AlN protective film. However, since this steel requires the addition of Ca, there is a concern about a decrease in fatigue strength due to the formation of large oxide inclusions. In addition, this patent document does not show any specific conditions for the formation and adhesion of AlN.
[0008]
On the other hand, Patent Document 3 describes a steel for intermittent high-speed cutting in which an increased amount of Al is added to limit the amount of oxygen. In the steel, Al in steel that is not oxide is oxidized during intermittent cutting to become Al oxide, and this adheres to the tool surface, thereby improving machinability. However, this technique only regulates the amount of additive elements and does not regulate the content of N that has an important effect on machinability, so that a sufficient tool life is not always obtained. Absent.
[0009]
In addition to the above-mentioned cutting steel intended to protect the tool with AlN, steels with improved machinability and fatigue strength by actively adding V to form carbonitrides in the structure are known. It has been. For example, Patent Document 4 discloses a method in which steel containing V and N in addition to Al is used, heated to 1000 to 1300 ° C. and hot forged, and then air-cooled or fan-cooled to produce a non-tempered forged product. Are listed.
[0010]
However, according to the embodiment described in this patent document, the tool life is almost the same between the air-cooled one and the fan-cooled one. This indicates that the conditions of Al, V, and N during steel cutting cannot be exhibited because the conditions for fan cooling and soot are sweet and the cooling rate is not sufficient. In fact, the steel described in Patent Document 4 is characterized in that “the microstructure is composed of ferrite and pearlite”. Here, since “pearlite” is a structure obtained by slow cooling austenitic steel, it is assumed that the cooling rate employed in the production method described in Patent Document 4 is low.
[0011]
Further, the purpose of adding Al described in Patent Document 4 is only deoxidation, and it is described that if excessively added, AlN is formed and N is trapped. For N, only the effect of improving fatigue strength by so-called strain aging is disclosed. Furthermore, only the effect of improving the fatigue strength by forming carbonitride in the structure is described for V, and it is said that this V carbonitride needs to be finely precipitated in the steel structure. . That is, although Patent Document 4 describes AlN and V carbonitride, it does not recognize at all about the formation of Al, N, V in solid solution or AlN or VN during cutting.
[0012]
[Patent Document 1]
JP 2000-26935 A (Claim 1 etc.)
[Patent Document 2]
JP 2001-335858 A (Claim 1 etc.)
[Patent Document 3]
JP 2001-342539 A (Claim 1 etc.)
[Patent Document 4]
JP 2000-239782 A (Claim 1 etc.)
[0013]
[Problems to be solved by the invention]
Under the circumstances described above, the problem to be solved by the present invention is to protect the cutting tool by reliably generating VN, NbN, or AlN during cutting, and to extend the life of the machine structural steel, The object is to provide a method for producing such a machine structural steel.
[0014]
[Means for Solving the Problems]
In order to prolong the life of the cutting tool, the present inventors are not likely to exist as VN or the like in the steel structure. For the first time when cutting steel, VN, NbN, and AlN as tool protection film components can be generated. We conducted intensive research. As a result, it is not only necessary to contain V, Nb or Al and N as steel constituents, but the abundance of V and N existing in a solid solution state is important, and these are appropriately controlled. Thus, the present invention was completed by finding that VN and the like were reliably generated by the heat during cutting, leading to the extension of the tool life.
[0015]
That is, the mechanical structural steel of the present invention is a mechanical structural steel having an excellent cutting tool life, and a total of 0.005% of at least one selected from solute V, solute Nb, and solute Al. As described above, it is characterized by containing 0.001% or more of solid solution N. Steel with solid solution V, etc. and solid solution N existing within the specified range in the state of solid solution in the steel will increase the life of the steel in order to protect the cutting tool by reliably generating VN, etc. during cutting. Can do.
[0016]
Even if the steel of the present invention does not contain all of the solute V, solute Nb, and solute Al, any one of these may be contained within the specified range. For example, it may contain 0.005% or more of solute V and / or solute Nb in total.
[0017]
In this case, the total content of solute V and / or solute Nb is preferably 0.01% or more. This is because the tool protection action during cutting can be further enhanced. Also, the total content of Ti, Zr and Al contained in the steel is preferably 0.02% or less. These elements have a higher binding capacity to N than V and Nb, and these bind preferentially to N, which inhibits the generation of VN and NbN that exhibit a tool protection effect. It is because it is desirable to suppress. Furthermore, the total content of V and / or Nb is preferably less than 0.15% in total. If 0.15% or more is added, the amount of VN and NbN produced in the steel increases in addition to V and Nb in the solid solution state, and as a result, the necessary solid solution N may be insufficient.
[0018]
Further, the steel of the present invention may have a solute Al content of 0.0053% or more and an oxygen content of 0.0033% or less. The amount of oxygen contained here is defined as Al. ₂ O ₃ This is because solid solution Al is secured by suppressing the amount of Al consumed by the formation of Al and sufficiently exhibits the tool protection characteristics by AlN.
[0019]
In this case, the content of solute Al is preferably 0.02% or more. This is because the tool protecting action during cutting by AlN generation can be more reliably exhibited. The oxygen content is preferably 0.002% or less. Al ₂ O ₃ This is because the generation of can be further suppressed. Furthermore, the total content of Al is preferably 0.1% or less in total. This is because, as in the case of V and Nb, if the total Al content exceeds 0.1%, it may be difficult to ensure the necessary solid solution N.
[0020]
In the steel according to the present invention, it is preferable that the content of solute N is 0.0025% or more. This is because a sufficient amount of VN or the like can be generated at the time of cutting, and the tool protecting action can be more reliably exhibited.
[0021]
The steel according to the present invention preferably contains 0.1 to 1.2% of C and 0.005 to 0.5% of Si as a general component of steel, and Mn is 2% or less. And S is 0.2% or less, 0.01% or less of Ca, 0.01% or less of Mg, 0.01% or less of REM selected from the group consisting of REM and Bi of 0.25% It may contain below. This is because each element exhibits the characteristics that each element individually has as a steel component.
[0022]
The steel of the present invention is preferably substantially free of B. This is because B increases the hardenability, hardens the steel, and lowers the machinability.
[0023]
One of the methods for producing a steel according to the present invention is a method for producing a steel for mechanical structure containing 0.005% or more of a solid solution V, in which at least a part of the steel material is subjected to final heating in the heat treatment in which it becomes austenite. The temperature during the treatment is 950 ° C. or higher, and the average cooling rate from 800 ° C. to 500 ° C. is 1.0 ° C./s or higher in the subsequent cooling process. According to this method, the content of the solute V is within the specified range, and it is possible to produce steel having an excellent cutting tool life.
[0024]
Further, another production method according to the present invention is a method for producing steel for machine structural use containing 0.005% or more in total of at least one selected from solute V, solute Nb, and solute Al. In the heat treatment in which at least a part of the steel material is austenitized, the temperature at the final heat treatment is set to 1050 ° C. or higher, and the average cooling rate from 800 ° C. to 500 ° C. is 1.0 ° C./s or higher in the subsequent cooling process. It is characterized by doing. According to this method, similarly to the above method, steel in which the content of solute V, solute Nb, or solute Al falls within a specified range can be easily produced.
[0025]
In these steel manufacturing methods according to the present invention, the final heat treatment is preferably performed by hot rolling or hot forging. This is because rolling or forging together with the heat treatment essential for the production of the steel of the present invention leads to a shortening of the entire manufacturing process of the steel for machine structural use, and the productivity is improved.
[0026]
In the above-mentioned production method, “one or more kinds selected from solid solution V, solid solution Nb, and solid solution Al” are totaled, respectively, “a method for producing steel for machine structure containing 0.005% or more of solid solution V”. However, the present invention can be applied to the production of all the steels of the present invention described above.
[0027]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
The greatest feature of the steel for machine structural use according to the present invention is that the solid solution V or the like and the solid solution N are contained in a certain amount or more, so that the VN and the like are surely generated by the temperature rise during the cutting and are formed on the tool surface. By sticking, it is possible to suppress tool wear and extend its life. That is, it has been conventionally known that V and N in steel can contribute to the extension of the tool life, but inclusion of these does not necessarily extend the tool life. However, the present inventors have found that in order to generate VN and the like during cutting, it is indispensable that a proper amount of solid solution V and the like and solid solution N exist in the steel, and these tool protecting actions are achieved. This is proved by experiments.
[0028]
Hereinafter, embodiments of the present invention that exhibit such characteristics and effects thereof will be described.
[0029]
It is essential that the steel for machine structural use of the present invention contains 0.005% or more in total of one or more selected from solute V, solute Nb, and solute Al and 0.001% or more of solute N. It is. By satisfying these conditions, VN, NbN, or AlN can be reliably generated by the temperature rise during cutting, and the tool (particularly, carbide P type) can be added without adding other special elements. ) Life extension can be achieved. Moreover, refinement | miniaturization of a prior austenite crystal grain progresses according to these conditions, and there is also no fear of a fatigue strength fall.
[0030]
With respect to these specified values, when the main effective solid solution metal element of the nitride generated at the time of cutting is solid solution V and / or solid solution Nb, the total content thereof is 0.01% or more. When the main effective solute metal element is solute Al, 0.0053% or more (particularly preferably 0.02% or more) is preferable. Further, the content of solute N is more preferably 0.0025% or more. This is because a further improvement in effect can be expected. On the other hand, if the total of one or more selected from solute V, solute Nb, and solute Al is less than 0.005%, or if solute N is less than 0.001%, a sufficient amount of VN or the like is generated during cutting. Therefore, the tool protection effect is not exhibited significantly.
[0031]
In addition, although there is an academic term “acid-soluble Al (sol. Al)”, it is different from the solid solution Al of the present invention. That is, “acid-soluble Al” refers to Al other than oxides that do not dissolve in acid in chemical analysis, and includes those that are bonded to an element other than oxygen, such as AlN, in addition to solid solution Al. . On the other hand, the “solid solution Al” of the present invention refers only to pure Al in a state of being dissolved in an iron matrix. AlN or the like originally mixed in the steel does not contribute to the protection of the cutting tool, and only AlN produced by the reaction of Al in the solid solution state with the solid solution N and the cutting heat exhibits the effect of improving the tool life. Because. The same applies to V and Nb.
[0032]
When the main effective solute metal element is solute V and / or solute Nb, the total content of Ti, Zr and Al contained in the steel is preferably suppressed to 0.02% or less. In particular, Ti and Zr have a high binding capacity with N, so that N in steel cannot be present in a solid solution state due to bonding with these, and there is a solid solution N to be bonded with solid solution V or solid solution Nb at the time of cutting. This is because a sufficient tool protection effect may not be exhibited due to a shortage. As described above, Al in a solid solution state is bonded to solid solution N during cutting to protect the tool, but has a higher binding ability with solid solution N than solid solution V and solid solution Nb, and Oxide (Al ₂ O ₃ ). Accordingly, it is relatively difficult to place Al in a solid solution state in steel than in the case of V and Nb. Therefore, in order to effectively utilize the characteristics of V and Nb, which are relatively easy to control the solid solution, the amount of Al is used. This is because it is technically easier to control the steel when manufacturing steel.
[0033]
On the other hand, when the total content of V and / or Nb in the steel is 0.15% or more in total, the amount of VN or NbN generated in the steel increases, and as a result, it is difficult to ensure solid solution N. Therefore, the V and / or Nb content is preferably less than 0.15%. More preferably, it is made 0.12% or less.
[0034]
When the main effective solute metal element is solute Al, the oxygen content is preferably 0.0033% or less. This is because, within the specified range, the generation of Al oxide is suppressed, and even if the steel does not contain solute V or solute Nb, it is easier to secure the amount of solute Al. In order to exhibit such an effect more effectively, the amount of oxygen is preferably suppressed to 0.002% or less, and more preferably 0.0015% or less.
[0035]
On the other hand, as in the case of V and Nb, if the total content of Al exceeds 0.1%, the amount of AlN generated in the steel increases, and it may be difficult to ensure solid solution N. The total content is desirably 0.1% or less. More preferably, it is made 0.05% or less.
[0036]
As a method for controlling the amount of oxygen within a specified value, a known vacuum deoxidation treatment or the like can be considered in addition to a method of adding an appropriate amount of Ca or the like as described later. However, elements that easily generate nitrides, such as Ti and Zr, even if they are strong deoxidizing elements are not suitable as additive elements. This is because solid solution N, which is another important component, cannot be secured.
[0037]
The steel for machine structure of the present invention may contain 0.1 to 1.2% of C and 0.005 to 0.5% of Si as basic elements. This is because these are general components of machine structural steel and do not hinder the effects of the present invention as long as they are within the specified content values defined for each component.
[0038]
Further, Mn may be 2% or less and S may be 0.2% or less (except when both Mn and S are 0). This is because these become MnS in the steel and contribute to the improvement of the machinability, while the disadvantage of increased anisotropy does not occur within the specified value range. However, in order to effectively exhibit such effects, it is preferable that the Mn content is 0.2% or more and the S content is 0.01% or more.
[0039]
Furthermore, the steel for machine structural use of the present invention contains at least one selected from the group consisting of 0.01% or less of Ca, 0.01% or less of Mg, and 0.01% or less of REM. (It is assumed that all of Ca, Mg, and REM are 0). Ca, Mg, and REM are highly reactive with oxygen and easily generate CaO and the like, but since it is difficult to generate nitrides, oxides of other elements can be suppressed. This is because it is effective for securing. In addition, these powerful deoxidizing elements shift the production conditions of oxides to a higher temperature side, resulting in the effect of reducing the total oxygen content in the steel. Further, CaO or the like itself exerts a composition control action of oxide inclusions and contributes to improvement of machinability. However, excess Ca or the like generates a large oxide and degrades the machinability. Therefore, it is necessary to keep the respective contents within specified values. On the other hand, in order to exhibit the features of these elements, the content is preferably set to 0.0005% or more.
[0040]
In the present invention, it is also possible to add Ca or the like within a range in which the above-described features such as Ca are effectively exhibited and the disadvantages are not generated. That is, the present invention improves the tool life by controlling the content of solute V and the like and solute N, but improves the machinability by controlling the composition of oxide inclusions by adding Ca and the like. It is also possible to combine with the effect. In this case, both effects are superimposed, and therefore the amount of addition of Ca or the like may be adjusted within a range in which large oxide generation is not a concern.
[0041]
In addition to the above components, it is also effective to contain 0.25% or less of Bi. This is because by adding Bi within this range, machinability substantially equivalent to that of Pb free-cutting steel can be obtained while maintaining the strength characteristics. A preferable Bi content for exhibiting such an effect is 0.01% or more. Also, 0.35% or less of Pb can be added. This is because it is considered that there is little influence on the environment and the human body at this level. On the other hand, in order to exhibit the feature of Pb, it is preferable to contain 0.01% or more.
[0042]
In addition, an appropriate amount of Cr, Cu, Ni, Mo, W, Ti, V, Nb, Zr, B, or the like may be added for the purpose of ensuring hardenability or refining austenite crystal grains. However, among these elements, in particular, B is preferably not substantially contained since it enhances the hardenability and hardens the steel material and significantly deteriorates the machinability. Steels containing other inevitable compounds are also included in the scope of the present invention.
[0043]
In order to manufacture steel having the above-described configuration, an appropriate amount of additive components is included, and the content is adjusted while checking the sample. Further, in order to obtain a necessary N amount, iron nitride may be added.
[0044]
In order to obtain a steel containing 0.005% or more of the solid solution V among the above-described steels, the temperature during the final heat treatment is set to 950 ° C. or higher in the heat treatment in which at least a part of the steel material is austenitized, and thereafter In the cooling process, it is essential that the average cooling rate from 800 ° C. to 500 ° C. is 1.0 ° C./s or more.
[0045]
Moreover, in order to manufacture steel containing 0.005% or more in total of one or more selected from solute V, solute Nb, and solute Al, in the heat treatment in which at least a part of the steel material is austenitized. The temperature during the final heat treatment is 1050 ° C. or higher, and the average cooling rate from 800 ° C. to 500 ° C. is required to be 1.0 ° C./s or higher in the subsequent cooling process.
[0046]
In order to secure the amount of solute V, solute Nb, or solute Al and the amount of solute N, which are important for improving the cutting tool life, the final heat treatment among the heat treatments in which at least a part of the steel material becomes austenite. The temperature of the hour must be within the specified range.
[0047]
In order to obtain a steel having a solute V content of 0.005% or more, the temperature during the final heat treatment must be 950 ° C. or more. This is because V and N do not form a solid solution when the heat treatment does not become austenite, for example, heat treatment such as tempering that heats only in the ferrite temperature range, or when the heat treatment temperature is less than 950 ° C. Therefore, even when austenitizing heat treatment (for example, hot rolling, hot forging, normalizing, annealing, quenching, carburizing quenching, induction quenching, etc.) is performed multiple times, If the temperature during the treatment is maintained at 950 ° C. or higher, the necessary solid solution V and solid solution N are ensured, so that heat treatment that does not form austenite may be performed before and after that, and other processing steps are combined. May be. However, since the solid solution state is more stable as the temperature is higher, the temperature range is preferably 960 ° C. or higher, and more preferably 970 ° C. or higher.
[0048]
On the other hand, when Nb or Al other than V is also used as the minimum effective solid solution metal element, Nb and Al are less likely to be in a stable solid solution state compared to V. Therefore, the higher temperature is 1050 ° C. or higher. (Preferably 1100 ° C. or higher, particularly preferably 1150 ° C. or higher).
[0049]
In the cooling process after the austenitizing heat treatment is completed, the average cooling rate from 800 ° C. to 500 ° C. needs to be 1.0 ° C./s or more. In the temperature range from 800 ° C. to 500 ° C., precipitation of VN or the like occurs most actively during cooling. Therefore, when the cooling rate within such a temperature range is less than 1.0 ° C./s, for example, cooling is forced. This is because, when it is simply allowed to cool without being performed, V or N or N cannot exist in a solid solution state and precipitates as VN or the like, and as a result, sufficient improvement in tool life cannot be achieved. . The preferable cooling rate for preventing the precipitation of VN and the like more preferably is 1.1 ° C./s or more, more preferably 1.2 ° C./s or more, 1.3 ° C./s or more, and 1.4 ° C./s or more. In particular, 1.5 ° C./s or more is preferable.
[0050]
This cooling temperature varies depending on the measurement temperature range and temperature measurement site, such as the diameter of the steel, but general literature ("Steel Heat Treatment Revised 5th Edition" edited by Japan Iron and Steel Institute, Maruzen Co., Ltd., Fig. 1 on page 21) 32 and FIGS. 1 and 33 (c) on page 22, the cooling rate by air cooling of a steel surface having a diameter of 50 mm in the temperature range of 800 ° C. to 500 ° C. is about 0.4 to 0.6 ° C./s. is there. At such a cooling rate, the solid solution state of V or N or N cannot be maintained in the steel, so forced cooling is required.
[0051]
This “forced cooling” refers to obtaining a cooling rate faster than natural cooling (cooling), and includes, for example, wind blast cooling, mist cooling, and water cooling.
[0052]
The “final heat treatment” is preferably hot rolling or hot forging from the viewpoint of increasing the efficiency of the steel production process. For these heat treatments, those known to those skilled in the art can be employed.
[0053]
The present invention is configured as described above, and the steel for machine structure according to the present invention has the feature that the life of the cutting tool can be extended, so that the steel for free cutting skin hardening, the steel for free cutting hot forging, etc. Can be used effectively as
[0054]
【Example】
Hereinafter, the present invention will be described in more detail with reference to examples, but the scope of the present invention is not limited thereto.
[0055]
Example 1
Example 1 is an experiment for examining the influence of constituent components in machine structural steel.
[0056]
First, those having the composition shown in Table 1 below were melted in a 150 kg laboratory VIF, which was forged into a round bar having a diameter of 50 mm at a heating temperature of 1200 ° C., and finished at 900 to 1000 ° C. Thereafter, forced air cooling was performed so that the average cooling rate from 800 ° C. to 500 ° C. was about 1.5 ° C./s, and steel for machine structure was produced. At this time, forced air cooling was performed by blast cooling, and the steel material temperature was measured by a radiation thermometer (TA-0510F and TR-630 manufactured by Minolta).
[0057]
Next, the content of total Al and total N in the entire steel, and Al that exists as a compound type and is not in a solid solution state ₂ O ₃ The contents of AlN and compound type N were measured by the method shown below, and the contents of solute Al and solute N were calculated.
[0058]
Total Al: ICP emission spectroscopy
Al ₂ O ₃ : Halogen / methanol extraction (using 10% bromine methanol solution, filter size: 0.1 μm) → ICP emission spectroscopy
AlN: Bromine ester method (using glass filter, filter size: 0.7 μm)
Total N: Inert gas melting thermal conductivity method
Compound type N: electrolytic extraction (using 10% acetylacetone-1% tetramethylammonium chloride-methanol solution, filter size: 0.1 μm) → Indophenol spectrophotometry
Solid Al content = (Total Al)-(Al ₂ O ₃ Al) present as (Al present as AlN)
Solid solution N content = (total N) − (compound type N).
[0059]
These steels were cut using a carbide tool P10 under the conditions of a cutting speed of 200 m / min, a feed of 0.25 mm / rev, a cutting depth of 1.5 mm, and a dry type. Forty minutes after the start of cutting, the crater wear depth (KT wear amount, μm) was measured with a profile meter, and the maximum depth was used as an evaluation criterion.
[0060]
The results are shown in Table 1.
[0061]
[Table 1]

[0062]
The value in the table indicates “% by mass”, and “O” indicates the amount of oxygen in the entire steel.
[0063]
According to the results, the steels of Nos. 7 and 8 which are outside the scope of the present invention contain Al and N as constituents as they are, but the contents of solute Al and solute N are specified in the present invention. Since it is out of the value range, the amount of KT wear is high, and therefore the cutting tool life is assumed to be short.
[0064]
On the other hand, in the steels of Nos. 1 to 6 in which solute Al and solute N are within the specified range of the present invention, it is clear that the amount of KT wear is significantly reduced and the cutting tool life is improved. It was done.
[0065]
(Example 2)
By the same method as in Example 1, steel shown in Table 2 below was manufactured and cut, and the crater wear depth (KT wear amount, μm) was measured.
[0066]
The total V content and the like were measured by the following method.
[0067]
Total V, Nb: ICP emission spectroscopy
Compound type V, Nb: electrolytic extraction (using 10% acetylacetone-1% tetramethylammonium chloride-methanol solution, filter size: 0.1 μm) → ICP emission spectrometry
Solid V content = (total V)-(compound type V)
Solid solution Nb content = (total Nb) − (compound type Nb).
[0068]
The results are shown in Table 2.
[0069]
[Table 2]

[0070]
According to the results, the No. 19 steel, which is outside the scope of the present invention, contains 0.015% of solid solution Nb, but has a small amount of solid solution N, so the amount of KT wear is high. This is presumably due to the fact that N could not exist in a solid solution state in the steel because it contains a large amount of Ti, Zr, and Al that are easily nitrided.
[0071]
Further, the steels of Nos. 20 to 22 whose solute V, solute Nb, solute N or a plurality of these contents are outside the specified range of the present invention also have a high KT wear, and therefore cutting. It is assumed that the tool life is short.
[0072]
On the other hand, in the steel Nos. 9 to 18 in which the contents of solute V or solute Nb and solute N are all within the specified range of the present invention, the KT wear amount is remarkably reduced, and the cutting tool life is It has been proven to be improved.
[0073]
(Example 3)
Example 3 is an experiment for studying steel production conditions, particularly heat treatment conditions, for securing solid solution Al and solid solution N necessary for improving the tool life.
[0074]
The compositional component steel (SCM415) shown in Table 3 below was melted in an actual furnace and hot-rolled to a diameter of 50 mm under condition 1 shown in Table 4 below so that at least a part of the steel material was austenitized. That is, the heating temperature is set to 1150 ° C., and after the final rolling at about 950 ° C., the average cooling rate from 800 ° C. to 500 ° C. is 1.5 ° C./s as described in the table by forced air cooling by blast cooling. Controlled. The steel material temperature during cooling was measured with a radiation thermometer. Al ₂ O ₃ The measurement of the content of etc. was carried out by the same method as in Example 2.
[0075]
As a comparative example, after the treatment of Condition 1, further heat treatment (normalization) was performed under Condition 2, which is outside the scope of the present invention.
[0076]
The amount of KT wear was measured in the same manner as in Example 1 for the steel material subjected to the treatment of Condition 1 and the steel material subjected to the treatment of Condition 2 after Condition 1. The results are shown in Table 4.
[0077]
[Table 3]

[0078]
[Table 4]

[0079]
As shown in Table 4, the steel produced by the production method according to the present invention has a sufficient amount of solute Al and solute N, and exhibits an excellent tool life improving action. On the other hand, the steel that has been subjected to the final heat treatment step for austenitizing under conditions other than those of the present invention does not have a sufficient amount of solute Al and solute N, and an improvement in tool life is observed. There wasn't.
[0080]
(Example 4)
Example 4 is an experiment for examining the manufacturing conditions of steel for securing the solid solution V and solid solution N necessary for improving the tool life, particularly the heat treatment conditions.
[0081]
Steel was produced by the same method as in Example 3 except that the composition component steel shown in Table 5 below was used and the heating temperature was 970 ° C. (Condition 3 in Table 6 below). Further, the content of compound type V and the like was measured by the same method as in Example 2.
[0082]
Further, as a comparative example, after the treatment of Condition 3, the heat treatment (normalization) was further performed under Condition 4 which is outside the scope of the present invention.
[0083]
The amount of KT wear was measured in the same manner as in Example 1 for the steel material subjected to the treatment of Condition 3 and the steel material subjected to the treatment of Condition 4 after Condition 3. The results are shown in Table 6.
[0084]
[Table 5]

[0085]
[Table 6]

[0086]
As shown in Table 4, the steel produced by the production method according to the present invention had a sufficient amount of solute V and solute N, and showed an excellent tool life improving action. On the other hand, the steel subjected to the final heat treatment step for austenitizing under conditions other than those of the present invention does not have a sufficient amount of solute V and solute N, and an improvement in tool life is observed. There wasn't.
[0087]
From the results of Examples 3 and 4 above, it was clarified that even a steel having the same component composition can produce a steel exhibiting an excellent tool life improving action according to the production method of the present invention.
[0088]
【The invention's effect】
The steel for machine structure of the present invention can protect the cutting tool surface and extend its life by reliably generating VN, NbN or AlN by heat generated during cutting. Therefore, very high productivity is exhibited even in recent high-speed and mass production conditions.
[0089]
Moreover, the steel manufacturing method according to the present invention can produce such steel.
[0090]
Therefore, the present invention is extremely useful for providing steel used as a mechanical structure.

Claims

C: 0.16 to 0.30 mass% (hereinafter, “mass%” is indicated as “%” unless otherwise specified), Si: 0.01 to 0.19%, Mn: 0.35 to 0.72 %, P: 0.018~0.028%, S : 0.021 ~0.026%, O: 0.0014~0.0027%, Al: 0.025~0.041%, and N: 0 containing .0047～0.0098%, with the balance Fe and inevitable impurities, .015 to .036% of the solid solution Al, and contain a solid solution N .0017 to .0089% Accordingly, the temperature rise during the cutting, a l N excellent cutting tool life, characterized in that in which is produced adheres to the cutting tool surface mechanical structural steel.

C: 0.16-0.30%, Si: 0.01-0.19%, Mn: 0.35-0.72%, P: 0.018-0.029%, S: 0.021- 0.026%, Al: 0.003-0.005%, Ti: 0.002-0.082%, Zr: 0.002-0.005%, and N: 0.0047-0.0061% Further, V: 0.049 to 0.12% or Nb: 0.028 to 0.038% is contained, the balance is Fe and inevitable impurities, and solid solution V or solid solution Nb is 0.008. By containing ~ 0.052% and solid solution N 0.0015 ~ 0.0043%, VN or NbN is generated and adheres to the cutting tool surface due to temperature rise during cutting Machine structural steel with excellent cutting tool life.

Following 0.01% Ca, 0.01% or less Mg, steel for machine structure according to claim 1 or 2 containing one or more selected from the group consisting of REM below 0.01%.

The steel for machine structure according to any one of claims 1 to 3 , which contains substantially no B.

C: 0.16~0.30%, Si: 0.01~0.19 %, Mn: 0.35~0.72%, P: 0.018~0.029%, S: 0.021 ~ 0.026% , Al: 0.003-0.005%, Ti: 0.002-0.082%, Zr: 0.002-0.005%, and N: 0.0047-0.0061% Further, V: 0.049 to 0.12% is contained, the remainder is Fe and inevitable impurities , solid solution V is 0.008 to 0.052% , and solid solution N is 0.0015 to By containing 0.0043%, a method for producing steel for machine structural use in which V N is generated and adheres to the cutting tool surface due to a temperature rise during cutting, in which at least a part of the steel material is austenitized. The temperature during the final heat treatment is set to 950 ° C. or higher, and the subsequent cooling A method for producing steel for machine structural use having an excellent cutting tool life, wherein an average cooling rate from 800 ° C. to 500 ° C. is 1.0 ° C./s or more in the rejection process.

C: 0.16~0.30%, Si: 0.01~0.19 %, Mn: 0.35~0.72%, P: 0.018~0.028%, S: 0.021 ~ Contains 0.026% , O: 0.0014 to 0.0027%, Al: 0.025 to 0.041%, and N: 0.0047 to 0.0098%, the balance being Fe and inevitable impurities with a solid solution Al from .015 to .036%, and by the inclusion of solid solution N 0.0017 to .0089%, the temperature rise during the cutting, a l N is generated on the cutting tool surface A method for manufacturing machine structural steel to be adhered, wherein a temperature during final heat treatment among heat treatments in which at least a part of the steel material is austenitized is set to 1050 ° C. or higher, and in the subsequent cooling process, from 800 ° C. to 500 ° C. Average cooling rate of 1.0 ° C / The manufacturing method of the steel for machine structure excellent in the cutting tool life characterized by setting it as s or more.

C: 0.16-0.30%, Si: 0.01-0.19%, Mn: 0.35-0.72%, P: 0.018-0.029%, S: 0.021- 0.026%, Al: 0.003 -0.005%, Ti: 0.002-0.082%, Zr: 0.002-0.005%, and N: 0.0047-0.0061%, and further V: 0.049- 0.12% or Nb: 0.028 to 0.038%, the balance being Fe and unavoidable impurities, solid solution V or solid solution Nb of 0.008 to 0.052%, and solid solution N Is a method for producing steel for machine structural use in which VN or NbN is generated and adheres to the cutting tool surface due to a temperature rise during cutting, and at least a part of the steel material. Among the heat treatments for which austenite is formed, the temperature during the final heat treatment is set to 1050 ° C. or higher, and the average cooling rate from 800 ° C. to 500 ° C. is set to 1.0 ° C./s or higher in the subsequent cooling process. Cutting worker Excellent production method for steel for machine structural use life.

The manufacturing method according to claim 5, wherein the final heat treatment is hot rolling or hot forging.