JP5181619B2 - 被削性と焼入れ性に優れた焼入れ鋼材 - Google Patents
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Description
本発明は、切削加工と熱処理が施される合金鋼に関し、特に、切削工具の寿命が短くなることを抑制でき、高価な添加元素の使用量を低減でき、かつ切削時の発熱量が少ない場合でも優れた被削性と焼入れ性を有する焼入れ鋼材に関する。
近年、鋼の高強度化が進んでいるが、その反面、加工性が低下するという問題が生じている。このため、強度を保持しつつ切削能率を低下させない鋼に対するニーズが高まっている。従来、鋼の被削性を向上させるためには、Ｓ，Ｐｂ及びＢｉ等の被削性向上元素を添加するのが有効であることが知られている。しかしながら、Ｐｂ及びＢｉは被削性を向上し、鍛造への影響も比較的少ないとされているが、衝撃特性等の強度特性を低減させることが知られている。また、Ｓは、ＭｎＳのような切削環境下で軟質となる介在物を形成して被削性を向上させるが、ＭｎＳの寸法はＰｂ等の粒子に比べて大きく、応力集中源となりやすい。特に、鍛造及び圧延により伸延すると、ＭｎＳにより異方性が生じ、例えば、衝撃特性など鋼の特定の方向が極端に弱くなる。また、鋼を用いて物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。
このように、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。更に、近時、Ｐｂを環境負荷としてその使用を避ける傾向があり、Ｐｂの使用量は低減する方向にある。このため、鋼の被削性と強度特性とを両立するには、更なる技術革新が必要である。
そこで、従来は、例えば、固溶Ｖ、固溶Ｎｂ及び固溶Ａｌから選択される１種以上を合計で０．００５質量％以上含有させると共に、固溶Ｎを０．００１％以上含有させることで、切削中に切削熱により生成した窒化物を工具に付着させて工具保護膜として機能させ、切削工具寿命を延長することができる機械構造用鋼が提案されている（例えば、特許文献１参照）。
また、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｓ及びＭｇの含有量を規定すると共に、Ｍｇ含有量とＳ含有量との比を規定し、更に、鋼中の硫化物系介在物のアスペクト比及び個数を最適化することにより、切屑処理性および機械的特性の向上を図った機械構造用鋼も提案されている（例えば、特許文献２参照）。この特許文献２に記載の機械構造用鋼では、Ｍｇを０．０２％以下（０％を含まない）とすると共に、Ａｌを含有する場合はその含有量を０．１％以下に規制している。
しかしながら、前述した従来の技術には、以下に示す問題点がある。即ち、特許文献１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、効果を発揮させるためには切削速度をある程度高速にする必要があり、通常の速度域では効果が期待できない。また、特許文献２に記載の鋼では切削工具寿命については、何ら配慮されていないため、切削工具寿命が短くなることを抑制するという点では十分な特性が得られない。
また、肌焼鋼や強靭鋼などに代表される合金鋼の強度を確保するために、浸炭など表面硬化処理や焼入焼戻しのための熱処理を施すことがある。この場合には部品の大きさ等に応じて鋼材の焼入性を充分に確保する必要があるが、Mo、Niに代表されるように焼入れ向上元素は価格が急騰し、合金コストが大きいため、比較的安い元素で代替できるようにする必要がある。
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、切削工具の寿命が短くなることを抑制でき、高価な添加元素の使用量を低減でき、かつ切削時の発熱量が少ない場合でも良好な被削性と優れた焼入れ性を有する焼入れ鋼材を提供することを目的とする。
本発明者らは、Ａｌを適量添加した鋼において、粗大ＡｌＮの存在率を制限すれば、切削工具の寿命が短くなることを抑制でき、かつ良好な被削性を有する鋼材が得られることを知見した。さらに本発明者らは、固溶Ａｌ量を十分確保することにより鋼材の焼入れ性をできるため、ＡｌをＭｏ、Ｎｉなどのいわゆる焼入性向上元素の代替元素として用いることができることを見出し、本発明を完成した。本発明に係る鋼は、例えば鋼の化学成分としてＡｌを適量添加し、Ｎ量を制限し、かつ適切な熱処理を行うことにより製造できる。
本発明に係る被削性と焼入れ性に優れた焼入れ鋼材は、下記のとおりである。
（１）化学成分として、質量％で、
Ｃ：０．１４〜０．８５％、
Ｓｉ：０．０１〜１．５％、
Ｍｎ：０．０５〜２．５％、
Ｓ：０．００５〜０．３５％、
Ｃｒ：０．２〜６.０％、
Ｎ：０．０２０％以下、
Ａｌ：０．０５５〜１．０％
を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、
最大径が２００ｎｍを超えるＡｌＮの合計体積が全ＡｌＮの総体積の２０％以下であり、固溶Ａｌが０．０６２質量％以上であり、熱間圧延により成形加工した丸棒鋼から製造され、焼入れ処理が施された鋼材であることを特徴とする被削性と焼入れ性に優れた焼入れ鋼材。
（１）化学成分として、質量％で、
Ｃ：０．１４〜０．８５％、
Ｓｉ：０．０１〜１．５％、
Ｍｎ：０．０５〜２．５％、
Ｓ：０．００５〜０．３５％、
Ｃｒ：０．２〜６.０％、
Ｎ：０．０２０％以下、
Ａｌ：０．０５５〜１．０％
を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、
最大径が２００ｎｍを超えるＡｌＮの合計体積が全ＡｌＮの総体積の２０％以下であり、固溶Ａｌが０．０６２質量％以上であり、熱間圧延により成形加工した丸棒鋼から製造され、焼入れ処理が施された鋼材であることを特徴とする被削性と焼入れ性に優れた焼入れ鋼材。
（２）化学成分として、更に、質量%で、Ｐ：０．０２０％以下を含有することを特徴とする上記（１）記載の被削性と焼入れ性に優れた焼入れ鋼材。
（３）化学成分として、更に、質量％で、Ｃａ：０．０００３〜０．００１５％を含有することを特徴とする上記（１）又は（２）記載の被削性と焼入れ性に優れた焼入れ鋼材。
（４）化学成分として、更に、質量％で、Ｔｉ：０．００１〜０．１％、Ｎｂ：０．００５〜０．２％、Ｗ：０．０１〜１．０％、Ｖ：０．０１％〜１．０％からなる群から選択された１種又は２種以上を含有することを特徴とする上記（１）乃至（３）のいずれかに記載の被削性と焼入れ性に優れた焼入れ鋼材。
（５）化学成分として、更に、質量％で、Ｍｇ：０．０００１〜０．００４０％、Ｚｒ：０．０００３〜０．０１％、Ｒｅｍ：０．０００１〜０．０１５％からなる群から選択された１種又は２種以上を含有することを特徴とする上記（１）乃至（４）のいずれかに記載の被削性と焼入れ性に優れた焼入れ鋼材。
（６）化学成分として、更に、質量％で、Ｓｂ：０．０００５％以上０．０１５０％未満、Ｓｎ：０．００５〜２．０％、Ｚｎ：０．０００５〜０．５％、Ｂ：０．０００５〜０．０１５％、Ｔｅ：０．０００３〜０．２％、Ｂｉ：０．００５〜０．５％、Ｐｂ：０．００５〜０．５％からなる群から選択された１種又は２種以上を含有することを特徴とする上記（１）乃至（５）のいずれかに記載の被削性と焼入れ性に優れた焼入れ鋼材。
（７）化学成分として、更に、Ｍｏ：０．０１〜１．０％を含有することを特徴とする上記（１）乃至（６）のいずれかに記載の被削性と焼入性に優れた焼入れ鋼材。
（８）化学成分として、更に、質量％で、Ｎｉ：０．０５〜２．０％、Ｃｕ：０．０１〜２．０％からなる群から選択された１種または２種を含有することを特徴とする上記（１）乃至（７）のいずれかに記載の被削性と焼入れ性に優れた焼入れ鋼材。
（３）化学成分として、更に、質量％で、Ｃａ：０．０００３〜０．００１５％を含有することを特徴とする上記（１）又は（２）記載の被削性と焼入れ性に優れた焼入れ鋼材。
（４）化学成分として、更に、質量％で、Ｔｉ：０．００１〜０．１％、Ｎｂ：０．００５〜０．２％、Ｗ：０．０１〜１．０％、Ｖ：０．０１％〜１．０％からなる群から選択された１種又は２種以上を含有することを特徴とする上記（１）乃至（３）のいずれかに記載の被削性と焼入れ性に優れた焼入れ鋼材。
（５）化学成分として、更に、質量％で、Ｍｇ：０．０００１〜０．００４０％、Ｚｒ：０．０００３〜０．０１％、Ｒｅｍ：０．０００１〜０．０１５％からなる群から選択された１種又は２種以上を含有することを特徴とする上記（１）乃至（４）のいずれかに記載の被削性と焼入れ性に優れた焼入れ鋼材。
（６）化学成分として、更に、質量％で、Ｓｂ：０．０００５％以上０．０１５０％未満、Ｓｎ：０．００５〜２．０％、Ｚｎ：０．０００５〜０．５％、Ｂ：０．０００５〜０．０１５％、Ｔｅ：０．０００３〜０．２％、Ｂｉ：０．００５〜０．５％、Ｐｂ：０．００５〜０．５％からなる群から選択された１種又は２種以上を含有することを特徴とする上記（１）乃至（５）のいずれかに記載の被削性と焼入れ性に優れた焼入れ鋼材。
（７）化学成分として、更に、Ｍｏ：０．０１〜１．０％を含有することを特徴とする上記（１）乃至（６）のいずれかに記載の被削性と焼入性に優れた焼入れ鋼材。
（８）化学成分として、更に、質量％で、Ｎｉ：０．０５〜２．０％、Ｃｕ：０．０１〜２．０％からなる群から選択された１種または２種を含有することを特徴とする上記（１）乃至（７）のいずれかに記載の被削性と焼入れ性に優れた焼入れ鋼材。
本発明によれば、切削工具の寿命が短くなることを抑制でき、高価な添加元素の使用量を低減でき、かつ切削時の発熱量が少ない場合でも良好な被削性と優れた焼入れ性を有する焼入れ鋼材を提供することができる。
以下、本発明を実施するための最良の形態について、詳細に説明する。本発明に係る被削性と焼入れ性に優れた焼入れ鋼材は、鋼の化学成分組成においてＡｌ：０．０５５〜１．０％、Ｎ：０．０２０％以下とし、最大径が２００ｎｍを超えるＡｌＮの合計体積を全ＡｌＮの総体積の２０％以下に調整し、かつ固溶Ａｌ量を０．０６２％以上にするものであり、熱間圧延により成形加工した丸棒鋼から製造され、焼入れ処理が施されたものである。最大径が２００ｎｍを超えるＡｌＮの合計体積を全ＡｌＮの総体積の２０％以下にすることにより、従来の快削性元素であるＳ、Ｐｂとは異なり衝撃特性を低下させずに被削性改善効果を得ることができる。さらに、固溶Ａｌ量を０．０６２％以上にすることにより、被削性を向上させると共に、焼入性を向上することが可能となり、焼入性向上のために添加すべき他の合金元素量を低減することができる。
先ず、本発明の焼入れ鋼材における各化学成分の含有量について説明する。以下、質量％を単に％と記載する。
（Ｃ：０．０５〜０．８５％）
Ｃは、鋼材の基本強度に大きな影響を及ぼす元素である。しかしながら、Ｃ含有量が０．０５％未満の場合、十分な強度を得られず、他の合金元素をさらに多量に投入せざるを得なくなる。一方、Ｃ含有量が０．８５％を超えると、過共析に近くなり、硬質の炭化物を多く析出するため、被削性が著しく低下する。よって、本発明においては、十分な強度及び被削性を得るため、Ｃ含有量を０．０６〜０．８５％とする。
本発明では、実施例のＣ含有量が全て０．１４％以上であるので、Ｃ含有量を０．１４〜０．８５％とする。
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０．０５％未満の場合、十分な強度を得られず、他の合金元素をさらに多量に投入せざるを得なくなる。一方、Ｃ含有量が０．８５％を超えると、過共析に近くなり、硬質の炭化物を多く析出するため、被削性が著しく低下する。よって、本発明においては、十分な強度及び被削性を得るため、Ｃ含有量を０．０６〜０．８５％とする。
本発明では、実施例のＣ含有量が全て０．１４％以上であるので、Ｃ含有量を０．１４〜０．８５％とする。
（Ｓｉ：０．０１〜１．５％）
Ｓｉは、一般に脱酸元素として添加されているが、フェライトの強化及び焼戻し軟化抵抗を付与する効果もある。しかしながら、Ｓｉ含有量が０．０１％未満の場合、十分な脱酸効果が得られない。一方、Ｓｉ含有量が１．５％を超えると、脆化等の材料特性が低下し、更には被削性も劣化する。よって、本発明においてはＳｉ含有量を０．０１〜１．５％とする。
Ｓｉは、一般に脱酸元素として添加されているが、フェライトの強化及び焼戻し軟化抵抗を付与する効果もある。しかしながら、Ｓｉ含有量が０．０１％未満の場合、十分な脱酸効果が得られない。一方、Ｓｉ含有量が１．５％を超えると、脆化等の材料特性が低下し、更には被削性も劣化する。よって、本発明においてはＳｉ含有量を０．０１〜１．５％とする。
（Ｍｎ：０．０５〜２．５％）
Ｍｎは、鋼中ＳをＭｎＳとして固定・分散させると共に、マトリックスに固溶させて焼入れ性の向上や焼入れ後の強度を確保するために必要な元素である。しかしながら、Ｍｎ含有量が０．０５％未満であると、鋼中のＳがＦｅと結合してＦｅＳとなり、鋼が脆くなる。一方、Ｍｎ含有量が増えると、具体的には、Ｍｎ含有量が２．５％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、本発明においてはＭｎ含有量を０．０５〜２．５％とする。
Ｍｎは、鋼中ＳをＭｎＳとして固定・分散させると共に、マトリックスに固溶させて焼入れ性の向上や焼入れ後の強度を確保するために必要な元素である。しかしながら、Ｍｎ含有量が０．０５％未満であると、鋼中のＳがＦｅと結合してＦｅＳとなり、鋼が脆くなる。一方、Ｍｎ含有量が増えると、具体的には、Ｍｎ含有量が２．５％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、本発明においてはＭｎ含有量を０．０５〜２．５％とする。
（Ｓ：０．００１〜０．３５％）
ＳはＭｎと結合してＭｎＳ介在物として存在する。ＭｎＳは、被削性を向上させる効果があるが、その効果を顕著に得るためには、Ｓを０．００１％以上添加する必要がある。一方、Ｓ含有量が０．３５％を超えると、被削性を向上させるという効果は飽和する一方、強度低下を著しく促進する。よって、本発明においてはＳ含有量を０．００１〜０．３５％とする。
ＳはＭｎと結合してＭｎＳ介在物として存在する。ＭｎＳは、被削性を向上させる効果があるが、その効果を顕著に得るためには、Ｓを０．００１％以上添加する必要がある。一方、Ｓ含有量が０．３５％を超えると、被削性を向上させるという効果は飽和する一方、強度低下を著しく促進する。よって、本発明においてはＳ含有量を０．００１〜０．３５％とする。
（Ｃｒ：０．２〜２．０％）
Ｃｒは、焼入れ性を向上すると共に、焼戻し軟化抵抗を付与する元素であり、高強度化が必要な鋼には添加される。しかしながら、Ｃｒ含有量が０．２％未満の場合には、これらの効果が得られず、また、Ｃｒを多量（具体的には２．０％超）に添加すると、Ｃｒ炭化物が生成して鋼が脆化する。よって、本発明においてはその含有量を０．０１〜２．０％とする。
Ｃｒは、焼入れ性を向上すると共に、焼戻し軟化抵抗を付与する元素であり、高強度化が必要な鋼には添加される。しかしながら、Ｃｒ含有量が０．２％未満の場合には、これらの効果が得られず、また、Ｃｒを多量（具体的には２．０％超）に添加すると、Ｃｒ炭化物が生成して鋼が脆化する。よって、本発明においてはその含有量を０．０１〜２．０％とする。
（Ｎ：０．０２０％以下）
Ｎ(鋼中の全Ｎ)は、Ａｌ等の窒化物生成元素と結合して窒化物として、あるいは固溶Ｎとして存在する。ただし０．０２０％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。このため、本発明においてはその含有量の上限を０．０２０％、さらに好ましくは０．０１％とする。
Ｎ(鋼中の全Ｎ)は、Ａｌ等の窒化物生成元素と結合して窒化物として、あるいは固溶Ｎとして存在する。ただし０．０２０％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。このため、本発明においてはその含有量の上限を０．０２０％、さらに好ましくは０．０１％とする。
（Ａｌ：０．０５５〜１．０％）
Ａｌ（鋼中の全Ａｌ）は、一部がＮと結びついてＡｌＮとして析出し、残りが固溶Ａｌとして存在する。固溶Ａｌを充分に確保するためにはＡｌを０．０５５％以上にする必要があるが、１.０％を超えると変態特性に大きく影響を与える。このため、本発明においてはその含有量を０．５５〜１．０％とした。
Ａｌ（鋼中の全Ａｌ）は、一部がＮと結びついてＡｌＮとして析出し、残りが固溶Ａｌとして存在する。固溶Ａｌを充分に確保するためにはＡｌを０．０５５％以上にする必要があるが、１.０％を超えると変態特性に大きく影響を与える。このため、本発明においてはその含有量を０．５５〜１．０％とした。
また、本発明の焼入れ鋼材において、Ｐは焼入れ、焼戻し後の結晶粒界を脆化させ、疲労強度を低下させる元素であるため、０．０２０％以下とするのが好ましい。
また、本発明の焼入れ鋼材は、上記各成分に加えてＣａを含有していても良い。
（Ｃａ：０．０００３〜０．００１５％）
Ｃａは、脱酸元素であり、酸化物を生成する。本発明鋼のように全Ａｌ(Ｔ−Ａｌ)として０．０５％以上を含有する鋼では、カルシウムアルミネート（ＣａＯＡＩ２Ｏ３）が形成されるが、このＣａＯＡＩ２Ｏ３は、ＡＩ２Ｏ３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、被削性を向上させる。しかしながら、Ｃａ含有量が０．０００３％未満の場合、この被削性向上効果が得られず、また、Ｃａ含有量が０．００１５％を超えると、鋼中にＣａＳが生成し、却って被削性を低下する。よって、本発明においてＣａを添加する場合は、その含有量を０．０００３〜０．００１５％とする。
Ｃａは、脱酸元素であり、酸化物を生成する。本発明鋼のように全Ａｌ(Ｔ−Ａｌ)として０．０５％以上を含有する鋼では、カルシウムアルミネート（ＣａＯＡＩ２Ｏ３）が形成されるが、このＣａＯＡＩ２Ｏ３は、ＡＩ２Ｏ３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、被削性を向上させる。しかしながら、Ｃａ含有量が０．０００３％未満の場合、この被削性向上効果が得られず、また、Ｃａ含有量が０．００１５％を超えると、鋼中にＣａＳが生成し、却って被削性を低下する。よって、本発明においてＣａを添加する場合は、その含有量を０．０００３〜０．００１５％とする。
更に、本発明の焼入れ鋼材は、炭窒化物を形成させ、高強度化が必要な場合には、上記各成分に加えて、Ｔｉ：０．００１〜０．１％、Ｎｂ：０．００５〜０．２％、Ｗ：０．０１〜１．０％、Ｖ：０．０１〜１．０％からなる群から選択された１種又は２種以上の元素を含有してもよい。
（Ｔｉ：０．００１〜０．１％）
Ｔｉは炭窒化物を形成し、オーステナイト粒の成長の抑制や強化に寄与する元素であり、高強度化が必要な鋼、及び低歪を要求される鋼には、粗大粒防止のための整粒化元素として使用される。また、Ｔｉは脱酸元素でもあり、軟質酸化物を形成させることにより、被削性を向上させる効果もある。しかしながら、Ｔｉ含有量が０．００１％未満の場合、その効果が認められず、また、Ｔｉ含有量が０．１％を超えると、熱間割れの原因となる未固溶の粗大な炭窒化物が析出し、却って機械的性質が損なわれる。よって、本発明においてＴｉを添加する場合は、その含有量を０．００１〜０．１％とする。
Ｔｉは炭窒化物を形成し、オーステナイト粒の成長の抑制や強化に寄与する元素であり、高強度化が必要な鋼、及び低歪を要求される鋼には、粗大粒防止のための整粒化元素として使用される。また、Ｔｉは脱酸元素でもあり、軟質酸化物を形成させることにより、被削性を向上させる効果もある。しかしながら、Ｔｉ含有量が０．００１％未満の場合、その効果が認められず、また、Ｔｉ含有量が０．１％を超えると、熱間割れの原因となる未固溶の粗大な炭窒化物が析出し、却って機械的性質が損なわれる。よって、本発明においてＴｉを添加する場合は、その含有量を０．００１〜０．１％とする。
（Ｎｂ：０．００５〜０．２％）
Ｎｂも炭窒化物を形成し、二次析出硬化による鋼の強化、オーステナイト粒の成長を抑制及び強化に寄与する元素であり、高強度化が必要な鋼及び低歪を要求される鋼には、粗大粒防止のための整粒化元素として使用される。しかしながら、Ｎｂ含有量が０．００５％未満の場合、高強度化の効果は得られず、また、０．２％を超えてＮｂを添加すると、熱間割れの原因となる未固溶の粗大な炭窒化物が析出し、却って機械的性質が損なわれる。よって、本発明においてＮｂを添加する場合は、その含有量を０．００５〜０．２％とする。
Ｎｂも炭窒化物を形成し、二次析出硬化による鋼の強化、オーステナイト粒の成長を抑制及び強化に寄与する元素であり、高強度化が必要な鋼及び低歪を要求される鋼には、粗大粒防止のための整粒化元素として使用される。しかしながら、Ｎｂ含有量が０．００５％未満の場合、高強度化の効果は得られず、また、０．２％を超えてＮｂを添加すると、熱間割れの原因となる未固溶の粗大な炭窒化物が析出し、却って機械的性質が損なわれる。よって、本発明においてＮｂを添加する場合は、その含有量を０．００５〜０．２％とする。
（Ｗ：０．０１〜１．０％）
Ｗも炭窒化物を形成し、二次析出硬化により鋼を強化することができる元素である。しかしながら、Ｗ含有量が０．０１％未満の場合、高強度化の効果は得られず、また、１．０％を超えてＷを添加すると、熱間割れの原因となる未固溶の粗大な炭窒化物が析出し、却って機械的性質が損なわれる。よって、本発明においてＷを添加する場合は、その含有量を０．０１〜１．０％とする。
Ｗも炭窒化物を形成し、二次析出硬化により鋼を強化することができる元素である。しかしながら、Ｗ含有量が０．０１％未満の場合、高強度化の効果は得られず、また、１．０％を超えてＷを添加すると、熱間割れの原因となる未固溶の粗大な炭窒化物が析出し、却って機械的性質が損なわれる。よって、本発明においてＷを添加する場合は、その含有量を０．０１〜１．０％とする。
（Ｖ：０．０１〜１．０％）
Ｖも炭窒化物を形成し、二次析出硬化により鋼を強化することができる元素であり、高強度化が必要な鋼には適宜添加される。しかしながら、Ｖ含有量が０．０１％未満の場合、高強度化の効果は得られず、また、１．０％を超えてＶを添加すると、熱間割れの原因となる未固溶の粗大な炭窒化物が析出し、却って機械的性質が損なわれる。よって、本発明においてＶを添加する場合は、その含有量を０．０１％〜１．０％とする。
Ｖも炭窒化物を形成し、二次析出硬化により鋼を強化することができる元素であり、高強度化が必要な鋼には適宜添加される。しかしながら、Ｖ含有量が０．０１％未満の場合、高強度化の効果は得られず、また、１．０％を超えてＶを添加すると、熱間割れの原因となる未固溶の粗大な炭窒化物が析出し、却って機械的性質が損なわれる。よって、本発明においてＶを添加する場合は、その含有量を０．０１％〜１．０％とする。
更に、本発明の焼入れ鋼材において、脱酸調整により硫化物形態制御を行なう場合には、上記各成分に加えて、Ｍｇ：０．０００１〜０．００４０％、Ｚｒ：０．０００３〜０．０１％及びＲｅｍ：０．０００１〜０．０１５％からなる群から選択された１種又は２種以上の元素を添加することもできる。
（Ｍｇ：０．０００１〜０．００４０％）
Ｍｇは脱酸元素であり、鋼中で酸化物を生成する。そして、Ａｌ脱酸前提の場合には、被削性に有害なＡｌ２Ｏ３を、比較的軟質で微細に分散するＭｇＯ又はＡｌ２Ｏ３・ＭｇＯに改質する。また、その酸化物はＭｎＳの核となりやすく、ＭｎＳを微細分散させる効果もある。しかしながら、Ｍｇ含有量が０．０００１％未満では、これらの効果が認められない。また、Ｍｇは、ＭｎＳとの複合硫化物を生成して、ＭｎＳを球状化するが、Ｍｇを過剰（具体的には０．００４０％超）に添加すると、単独のＭｇＳ生成を促進して被削性を劣化させる。よって、本発明においてＭｇを添加する場合は、その含有量を０．０００１〜０．００４０％とする。
Ｍｇは脱酸元素であり、鋼中で酸化物を生成する。そして、Ａｌ脱酸前提の場合には、被削性に有害なＡｌ２Ｏ３を、比較的軟質で微細に分散するＭｇＯ又はＡｌ２Ｏ３・ＭｇＯに改質する。また、その酸化物はＭｎＳの核となりやすく、ＭｎＳを微細分散させる効果もある。しかしながら、Ｍｇ含有量が０．０００１％未満では、これらの効果が認められない。また、Ｍｇは、ＭｎＳとの複合硫化物を生成して、ＭｎＳを球状化するが、Ｍｇを過剰（具体的には０．００４０％超）に添加すると、単独のＭｇＳ生成を促進して被削性を劣化させる。よって、本発明においてＭｇを添加する場合は、その含有量を０．０００１〜０．００４０％とする。
（Ｚｒ：０．０００３〜０．０１％）
Ｚｒは脱酸元素であり、鋼中で酸化物を生成する。その酸化物はＺｒＯ２と考えられているが、このＺｒＯ２がＭｎＳの析出核となるため、ＭｎＳの析出サイトを増やし、ＭｎＳを均一分散させる効果がある。また、Ｚｒは、ＭｎＳに固溶して複合硫化物を生成し、その変形能を低下させ、圧延及び熱間鍛造時にＭｎＳ形状の伸延を抑制する働きもある。このように、Ｚｒは異方性の低減に有効な元素である。しかしながら、Ｚｒ含有量が０．０００３％未満の場合、これらについて顕著な効果は得られない。一方、０．０１％を超えてＺｒを添加しても、歩留まりが極端に悪くなるばかりでなく、ＺｒＯ２およびＺｒＳ等の硬質な化合物が大量に生成し、却って被削性、衝撃値及び疲労特性等の機械的性質が低下する。よって、本発明においてＺｒを添加する場合は、その含有量を０．０００３〜０．０１％とする。
Ｚｒは脱酸元素であり、鋼中で酸化物を生成する。その酸化物はＺｒＯ２と考えられているが、このＺｒＯ２がＭｎＳの析出核となるため、ＭｎＳの析出サイトを増やし、ＭｎＳを均一分散させる効果がある。また、Ｚｒは、ＭｎＳに固溶して複合硫化物を生成し、その変形能を低下させ、圧延及び熱間鍛造時にＭｎＳ形状の伸延を抑制する働きもある。このように、Ｚｒは異方性の低減に有効な元素である。しかしながら、Ｚｒ含有量が０．０００３％未満の場合、これらについて顕著な効果は得られない。一方、０．０１％を超えてＺｒを添加しても、歩留まりが極端に悪くなるばかりでなく、ＺｒＯ２およびＺｒＳ等の硬質な化合物が大量に生成し、却って被削性、衝撃値及び疲労特性等の機械的性質が低下する。よって、本発明においてＺｒを添加する場合は、その含有量を０．０００３〜０．０１％とする。
（Ｒｅｍ：０．０００１〜０．０１５％）
Ｒｅｍ（希土類元素）は脱酸元素であり、低融点酸化物を生成し、鋳造時ノズル詰りを抑制するだけでなく、ＭｎＳに固溶又は結合し、その変形能を低下させて、圧延及び熱間鍛造時にＭｎＳ形状の伸延を抑制する働きもある。このように、Ｒｅｍは異方性の低減に有効な元素である。しかしながら、Ｒｅｍ含有量が総量で０．０００１％未満の場合、その効果は顕著ではなく、また、０．０１５％を超えた場合、Ｒｅｍの硫化物を大量に生成し、被削性が悪化する。よって、本発明においてＲｅｍを添加する場合は、その含有量を０．０００１〜０．０１５％とする。
Ｒｅｍ（希土類元素）は脱酸元素であり、低融点酸化物を生成し、鋳造時ノズル詰りを抑制するだけでなく、ＭｎＳに固溶又は結合し、その変形能を低下させて、圧延及び熱間鍛造時にＭｎＳ形状の伸延を抑制する働きもある。このように、Ｒｅｍは異方性の低減に有効な元素である。しかしながら、Ｒｅｍ含有量が総量で０．０００１％未満の場合、その効果は顕著ではなく、また、０．０１５％を超えた場合、Ｒｅｍの硫化物を大量に生成し、被削性が悪化する。よって、本発明においてＲｅｍを添加する場合は、その含有量を０．０００１〜０．０１５％とする。
更にまた、本発明の焼入れ鋼材において、被削性を更に向上させる場合には、上記各成分に加えて、Ｓｂ：０．０００５％以上０．０１５０％未満、Ｓｎ：０．００５〜２．０％、Ｚｎ：０．０００５〜０．５％、Ｂ：０．０００５〜０．０１５％、Ｔｅ：０．０００３〜０．２％、Ｂｉ：０．００５〜０．５％及びＰｂ：０．００５〜０．５％からなる群から選択された１種又は２種以上の元素を添加することができる。
（Ｓｂ：０．０００５％以上０．０１５０％未満）
Ｓｂはフェライトを適度に脆化し被削性を向上させる。その効果は特に固溶Ａｌ量が多い場合に顕著であり、Ｓｂ含有量が０．０００５％未満では認められない。またＳｂ含有量が増える（具体的には０．０１５０％以上）と、Ｓｂのマクロ偏析が過多となり衝撃値が大きく低下する。よって、本発明においてＳｂを添加する場合は、その含有量を０．０００５％以上０．０１５０％未満とする。
Ｓｂはフェライトを適度に脆化し被削性を向上させる。その効果は特に固溶Ａｌ量が多い場合に顕著であり、Ｓｂ含有量が０．０００５％未満では認められない。またＳｂ含有量が増える（具体的には０．０１５０％以上）と、Ｓｂのマクロ偏析が過多となり衝撃値が大きく低下する。よって、本発明においてＳｂを添加する場合は、その含有量を０．０００５％以上０．０１５０％未満とする。
（Ｓｎ：０．００５〜２．０％）
Ｓｎはフェライトを脆化させて工具寿命を延ばすと共に、表面粗さを向上させる効果がある。しかしながら、Ｓｎ含有量が０．００５％未満の場合、その効果は認められず、また、２．０％を超えてＳｎを添加しても、その効果は飽和する。よって、本発明においてＳｎを添加する場合は、その含有量を０．００５〜２．０％とする。
Ｓｎはフェライトを脆化させて工具寿命を延ばすと共に、表面粗さを向上させる効果がある。しかしながら、Ｓｎ含有量が０．００５％未満の場合、その効果は認められず、また、２．０％を超えてＳｎを添加しても、その効果は飽和する。よって、本発明においてＳｎを添加する場合は、その含有量を０．００５〜２．０％とする。
（Ｚｎ：０．０００５〜０．５％）
Ｚｎはフェライトを脆化させて工具寿命を延ばすと共に、表面粗さを向上させる効果がある。しかしながら、Ｚｎ含有量が０．０００５％未満の場合、その効果は認められず、また、０．５％を超えてＺｎを添加しても、その効果は飽和する。よって、本発明においてＺｎを添加する場合は、その含有量を０．０００５〜０．５％とする。
Ｚｎはフェライトを脆化させて工具寿命を延ばすと共に、表面粗さを向上させる効果がある。しかしながら、Ｚｎ含有量が０．０００５％未満の場合、その効果は認められず、また、０．５％を超えてＺｎを添加しても、その効果は飽和する。よって、本発明においてＺｎを添加する場合は、その含有量を０．０００５〜０．５％とする。
（Ｂ：０．０００５〜０．０１５％）
Ｂは、固溶している場合は粒界強化及び焼入れ性に効果があり、析出する場合にはＢＮとして析出するため被削性の向上に効果がある。これらの効果は、Ｂ含有量が０．０００５％未満では顕著ではない。一方、０．０１５％を超えてＢを添加してもその効果が飽和すると共に、ＢＮが多く析出しすぎるため、却って鋼の機械的性質が損なわれる。よって、本発明においてＢを添加する場合は、その含有量を０．０００５〜０．０１５％とする。
Ｂは、固溶している場合は粒界強化及び焼入れ性に効果があり、析出する場合にはＢＮとして析出するため被削性の向上に効果がある。これらの効果は、Ｂ含有量が０．０００５％未満では顕著ではない。一方、０．０１５％を超えてＢを添加してもその効果が飽和すると共に、ＢＮが多く析出しすぎるため、却って鋼の機械的性質が損なわれる。よって、本発明においてＢを添加する場合は、その含有量を０．０００５〜０．０１５％とする。
（Ｔｅ：０．０００３〜０．２％）
Ｔｅは被削性向上元素である。また、ＭｎＴｅを生成したり、ＭｎＳと共存することでＭｎＳの変形能を低下させ、ＭｎＳ形状の伸延を抑制する働きがある。このように、Ｔｅは異方性の低減に有効な元素である。しかしながら、Ｔｅ含有量が０．０００３％未満の場合、これらの効果は認められず、また、Ｔｅ含有量が０．２％を超えると、その効果が飽和するだけでなく、熱間延性が低下して疵の原因になりやすい。よって、本発明においてＴｅを添加する場合は、その含有量を０．０００３〜０．２％とする。
Ｔｅは被削性向上元素である。また、ＭｎＴｅを生成したり、ＭｎＳと共存することでＭｎＳの変形能を低下させ、ＭｎＳ形状の伸延を抑制する働きがある。このように、Ｔｅは異方性の低減に有効な元素である。しかしながら、Ｔｅ含有量が０．０００３％未満の場合、これらの効果は認められず、また、Ｔｅ含有量が０．２％を超えると、その効果が飽和するだけでなく、熱間延性が低下して疵の原因になりやすい。よって、本発明においてＴｅを添加する場合は、その含有量を０．０００３〜０．２％とする。
（Ｂｉ：０．００５〜０．５％）
Ｂｉは、被削性向上元素である。しかしながら、Ｂｉ含有量が０．００５％未満の場合、その効果が得られず、また、０．５％を超えてＢｉを添加しても、被削性向上効果が飽和するだけでなく、熱間延性が低下して疵の原因となりやすい。よって、本発明においてＢｉを添加する場合は、その含有量を０．００５％〜０．５％とする。
Ｂｉは、被削性向上元素である。しかしながら、Ｂｉ含有量が０．００５％未満の場合、その効果が得られず、また、０．５％を超えてＢｉを添加しても、被削性向上効果が飽和するだけでなく、熱間延性が低下して疵の原因となりやすい。よって、本発明においてＢｉを添加する場合は、その含有量を０．００５％〜０．５％とする。
（Ｐｂ：０．００５〜０．５％）
Ｐｂは、被削性向上元素である。しかしながら、Ｐｂ含有量が０．００５％未満の場合、その効果が認められず、また、０．５％を超えてＰｂを添加しても、被削性向上効果が飽和するだけでなく、熱間延性が低下して疵の原因となりやすい。よって、本発明においてＰｂを添加する場合は、その含有量を０．００５〜０．５％とする。
Ｐｂは、被削性向上元素である。しかしながら、Ｐｂ含有量が０．００５％未満の場合、その効果が認められず、また、０．５％を超えてＰｂを添加しても、被削性向上効果が飽和するだけでなく、熱間延性が低下して疵の原因となりやすい。よって、本発明においてＰｂを添加する場合は、その含有量を０．００５〜０．５％とする。
更にまた、本発明の焼入れ鋼材においては、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、Ｍｏ：０．０５〜１．０％を添加してもよい。
（Ｍｏ：０．０１〜１．０％）
Ｍｏは、焼戻し軟化抵抗を付与すると共に、焼入れ性を向上させる元素であり、高強度化が必要な鋼には添加される。しかしながら、Ｍｏ含有量が０．０１％未満の場合、これらの効果が得られず、また、１．０％を超えてＭｏを添加しても、その効果は飽和する。よって、本発明においてＭｏを添加する場合は、その含有量を０．０１〜１．０％とする。
Ｍｏは、焼戻し軟化抵抗を付与すると共に、焼入れ性を向上させる元素であり、高強度化が必要な鋼には添加される。しかしながら、Ｍｏ含有量が０．０１％未満の場合、これらの効果が得られず、また、１．０％を超えてＭｏを添加しても、その効果は飽和する。よって、本発明においてＭｏを添加する場合は、その含有量を０．０１〜１．０％とする。
更にまた、本発明の焼入れ鋼材において、フェライトを強化させる場合には、上記各成分に加えて、Ｎｉ：０．０５〜２．０％及び／又はＣｕ：０．０１〜２．０％を添加することができる。
（Ｎｉ：０．０５〜２．０％）
Ｎｉはフェライトを強化し、延性を向上させると共に、焼入れ性向上及び耐食性向上にも有効な元素である。しかしながら、Ｎｉ含有量が０．０５％未満の場合、その効果は認められず、また、２．０％を超えてＮｉを添加しても、機械的性質の点では効果が飽和し、被削性が低下する。よって、本発明においてＮｉを添加する場合は、その含有量を０．０５〜２．０％とする。
Ｎｉはフェライトを強化し、延性を向上させると共に、焼入れ性向上及び耐食性向上にも有効な元素である。しかしながら、Ｎｉ含有量が０．０５％未満の場合、その効果は認められず、また、２．０％を超えてＮｉを添加しても、機械的性質の点では効果が飽和し、被削性が低下する。よって、本発明においてＮｉを添加する場合は、その含有量を０．０５〜２．０％とする。
（Ｃｕ：０．０１〜２．０％）
Ｃｕは、フェライトを強化すると共に、焼入れ性向上及び耐食性向上にも有効な元素である。しかしながら、Ｃｕ含有量が０．０１％未満の場合、その効果は認められず、また、２．０％を超えてＣｕを添加しても、機械的性質の点では効果が飽和する。よって、本発明においてＣｕを添加する場合は、その含有量を０．０１〜２．０％とする。なお、Ｃｕは、特に熱間延性を低下させ、圧延時の疵の原因となりやすいため、Ｃｕを添加する場合はＮｉも添加することが好ましい。
Ｃｕは、フェライトを強化すると共に、焼入れ性向上及び耐食性向上にも有効な元素である。しかしながら、Ｃｕ含有量が０．０１％未満の場合、その効果は認められず、また、２．０％を超えてＣｕを添加しても、機械的性質の点では効果が飽和する。よって、本発明においてＣｕを添加する場合は、その含有量を０．０１〜２．０％とする。なお、Ｃｕは、特に熱間延性を低下させ、圧延時の疵の原因となりやすいため、Ｃｕを添加する場合はＮｉも添加することが好ましい。
次に、最大径が２００ｎｍを超えるＡｌＮの合計体積を、全ＡｌＮの総体積の２０％以下とする理由について説明する。
最大径が２００ｎｍを超えるＡｌＮの合計体積が全ＡｌＮ総体積の２０％を超えて存在する場合には、粗大なＡｌＮによる切削工具の機械摩耗が顕著となり、また固溶Ａｌ確保による被削性改善効果が低下するため、最大径が２００ｎｍを超えるＡｌＮの合計体積を、全ＡｌＮの総体積の２０％以下とする。尚、最大径とは、ＡｌＮ個々における最長の径である。
このＡｌＮの体積比率は、例えば以下の方法により算出できる。まず抽出レプリカ法により、鋼材断面に露出したＡｌＮを膜に付着させる。次いで、この膜を透過型電子顕微鏡で観察する。このとき、１０００μｍ２の視野をランダムに２０視野以上観察し、最大径が２００ｎｍを超えるＡｌＮの合計体積（面積）と全ＡｌＮの総体積（総面積）とを求め、［（最大径が２００ｎｍを超えるＡｌＮの合計体積／全ＡｌＮの総体積）×１００］を算出する。
最大径が２００ｎｍを超えるＡｌＮの合計体積を、全ＡｌＮの総体積の２０％以下にするには、ＡｌＮを溶体化或いは溶け残りを十分に少なくなるように、熱間圧延前または熱間鍛造前の加熱温度を調整する必要がある。
本発明者らは、ＡｌＮの溶解度積と実験結果から、２００ｎｍを超える粗大なＡｌＮの全ＡｌＮに対する体積率を２０％以下とするために必要な圧延前または鍛造前の加熱温度の下限値Ｔ１（℃）を導出する（１）式を見出した。
Ｔ１＝−６７７０／［ｌｏｇ｛（ｗｔ％Ａｌ）（ｗｔ％Ｎ）｝−１．０３］−４２３
・・・（１）
ここで、ｗｔ％Ａｌは鋼材の全Ａｌの含有量（質量％）であり、ｗｔ％Ｎは鋼材の全Ｎの含有量（質量％）である。以下、同様である。
Ｔ１＝−６７７０／［ｌｏｇ｛（ｗｔ％Ａｌ）（ｗｔ％Ｎ）｝−１．０３］−４２３
・・・（１）
ここで、ｗｔ％Ａｌは鋼材の全Ａｌの含有量（質量％）であり、ｗｔ％Ｎは鋼材の全Ｎの含有量（質量％）である。以下、同様である。
すなわち、圧延前または鍛造前に、（１）式により求まる温度Ｔ１以上の温度に加熱することにより、最大径が２００ｎｍを超えるＡｌＮの合計体積を、全ＡｌＮの総体積の２０％以下にすることができる。
次に、固溶Ａｌ量を０.０５質量％以上とする理由について説明する。ここでいう固溶Ａｌ量とは下記(２)式で定義するものである。
固溶Ａｌ量(質量%)＝鋼中全Al量(質量%)−ＡｌＮとして存在するＡｌ量(質量％)
・・・ （２）
なお、ＡｌＮとして存在するＡｌ量は、例えば非水溶媒電解液による定電位電解腐食法のSPEED法と0.1μmのフィルターにより電解抽出した残渣をICP発光分析装置で分析することにより、求めることができる。
固溶Ａｌ量(質量%)＝鋼中全Al量(質量%)−ＡｌＮとして存在するＡｌ量(質量％)
・・・ （２）
なお、ＡｌＮとして存在するＡｌ量は、例えば非水溶媒電解液による定電位電解腐食法のSPEED法と0.1μmのフィルターにより電解抽出した残渣をICP発光分析装置で分析することにより、求めることができる。
固溶Ａｌは、被削性向上効果、焼入性向上効化を有するが、０.０５%未満ではそれらの効果はみられないため固溶Ａｌ量を０.０５%以上とする。
本発明では、実施例表２−３の発明例Ｎｏ．26の固溶Ａｌ実験値が０．０６２％であるので、固溶Ａｌ量を０．０６２％以上とする。
本発明では、実施例表２−３の発明例Ｎｏ．26の固溶Ａｌ実験値が０．０６２％であるので、固溶Ａｌ量を０．０６２％以上とする。
固溶Ａｌ量は、浸炭や焼入れ時の加熱温度に応じて、鋼中の全Ａｌ量または／および全Ｎ量により、調整することができる。本発明者らは、浸炭や焼入れ時の加熱温度（Ｔ２）と、鋼中の全Ａｌ量および全Ｎ量とにより、浸炭や焼入れ後の固溶Al量を見積もる下記（３）式を見出した。
固溶Al量(質量%)＝(２７/２８)（(（ｗｔ％Ｎ-(１４/２７)（ｗｔ％Ａｌ））2＋(５６/２７)×１０（１．０３−６７７０/（T2+273））)1/2-（(ｗｔ％Ｎ)-(１４/２７)（ｗｔ％Ａｌ）））・・・ (３)
固溶Al量(質量%)＝(２７/２８)（(（ｗｔ％Ｎ-(１４/２７)（ｗｔ％Ａｌ））2＋(５６/２７)×１０（１．０３−６７７０/（T2+273））)1/2-（(ｗｔ％Ｎ)-(１４/２７)（ｗｔ％Ａｌ）））・・・ (３)
通常、焼入れ時の加熱温度（Ｔ２）は、焼入れ時の加熱温度は化学成分によって決まるＡ３変態点温度に４０〜６０℃足した温度以上に設定される場合が多く、また浸炭時の加熱温度（Ｔ２）は９００〜１０００℃に設定される場合が多い。すなわち浸炭や焼入れ時の加熱温度（Ｔ２）は、通常８００℃〜１０００℃の温度範囲であるが、この加熱温度（Ｔ２）に応じて、上記（３）式により算出される固溶Al量が０．０５質量％以上となるように、鋼中全Al量(質量％)または／および鋼中全N量(質量％)を前記規定範囲内で調整すればよい。
以上、本発明の合金鋼においては、粗大なＡｌＮの生成を抑制しているため、切削時の発熱量が少なくても被削性及び焼入性を向上させることができ、かつ、切削工具の寿命が短くなることを抑制できる。また、焼入性の向上と被削性に有効な固溶Ａｌ量を増加させているため、高価な添加元素（例えばＭｏ及びＮｉ）を使用せずにこれら元素の濃度が不可避的不純物レベルである場合においても、焼入性を向上させることができる。さらに、上記した添加元素を使用する必要がある場合でも、その使用量を低減することができる。
さらにはＭｏなどの代表的な焼入性向上元素と異なり、Alの場合には焼きの入らない遅い冷速(例えば空冷など)では硬さの向上効果が小さいために、例えば、切削などの機械加工はもちろんその他の冷間加工(冷間鍛造や冷間引抜きなど)でも、硬さの向上を抑制できる為に、Cr,Moで焼入性を高めた場合と比較して加工性の低下を抑制できる。
次に、実施例及び比較例を挙げて、本発明の効果について具体的に説明する。本発明合金鋼は、熱間圧延後に熱処理後の熱処理の如何に問わず被削性が向上し、かつ浸炭焼入れや焼入れ焼戻し等の熱処理を実施する場合に重要な焼入性が向上している。そこで、基本成分系或いは熱処理が異なる３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、被削性は基本強度又は熱処理組織が異なる場合にはその影響を大きく受け、焼入性は熱処理温度又は基本成分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３つに分けて説明する。
（実施例１）
実施例１では本発明を0.15%C程度（例えばＣが０．１２〜０．１８％の範囲内）の合金鋼について適用した場合の試験例を示す。また他の化学成分は、Ｓｉ：０．１〜０．３％、Ｍｎ：０．５〜１．０％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．０１％以上０．１％以下、Ｃｒ：０．５％〜１．５％以下、Ａｌ：０．０５５〜０．３％の範囲に収めた。実施例１では、焼準後に切削試験、浸炭を想定した加熱温度でのジョミニ試験を実施した。詳細には、表１−１に示す組成の鋼１５０Ｋｇを真空溶解炉で溶製後、表１−３に示す加熱温度で熱間鍛造し、直径が６５ｍｍと３５ｍｍの2種類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、６５ｍｍ鍛伸材から切り出した試験片で被削性試験、ＡｌＮの観察、及び固溶Ａｌ量の測定を行った。また３５ｍｍ鍛伸材から切り出したジョミニ試験片でジョミニ試験を実施し、その特性を評価した。
実施例１では本発明を0.15%C程度（例えばＣが０．１２〜０．１８％の範囲内）の合金鋼について適用した場合の試験例を示す。また他の化学成分は、Ｓｉ：０．１〜０．３％、Ｍｎ：０．５〜１．０％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．０１％以上０．１％以下、Ｃｒ：０．５％〜１．５％以下、Ａｌ：０．０５５〜０．３％の範囲に収めた。実施例１では、焼準後に切削試験、浸炭を想定した加熱温度でのジョミニ試験を実施した。詳細には、表１−１に示す組成の鋼１５０Ｋｇを真空溶解炉で溶製後、表１−３に示す加熱温度で熱間鍛造し、直径が６５ｍｍと３５ｍｍの2種類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、６５ｍｍ鍛伸材から切り出した試験片で被削性試験、ＡｌＮの観察、及び固溶Ａｌ量の測定を行った。また３５ｍｍ鍛伸材から切り出したジョミニ試験片でジョミニ試験を実施し、その特性を評価した。
〔被削性試験〕
まず、鍛伸後の鋼材を930℃の温度条件下で１時間保持した後に空冷し、焼準のための熱処理を施し、各鋼材の硬さをＨｖ１０で135から145の範囲に調整した。その後、熱処理後の各鋼材から被削性評価用試験片を切出し、下記表１−２に示す切削条件でドリル穿孔試験を行い、実施例及び比較例の各鋼材の被削性を評価した。その際、評価指標としては、ドリル穿孔試験では累積穴深さ１０００ｍｍまで切削可能な最大切削速度ＶＬ１０００を採用した。
まず、鍛伸後の鋼材を930℃の温度条件下で１時間保持した後に空冷し、焼準のための熱処理を施し、各鋼材の硬さをＨｖ１０で135から145の範囲に調整した。その後、熱処理後の各鋼材から被削性評価用試験片を切出し、下記表１−２に示す切削条件でドリル穿孔試験を行い、実施例及び比較例の各鋼材の被削性を評価した。その際、評価指標としては、ドリル穿孔試験では累積穴深さ１０００ｍｍまで切削可能な最大切削速度ＶＬ１０００を採用した。
〔ジョミニ試験〕
ジョミニ試験は、鍛伸後の各鋼材に対して、JIS G0561に基づく方法で一端焼入方法により浸炭加熱温度を想定した930℃の加熱温度で実施した。その後、得られたジョミニ-カーブ及びC量より、50%Mの硬さに相当するジョミニ距離を推定し、このジョミニ距離を焼入性DIに換算した。
ジョミニ試験は、鍛伸後の各鋼材に対して、JIS G0561に基づく方法で一端焼入方法により浸炭加熱温度を想定した930℃の加熱温度で実施した。その後、得られたジョミニ-カーブ及びC量より、50%Mの硬さに相当するジョミニ距離を推定し、このジョミニ距離を焼入性DIに換算した。
〔ＡｌＮの観察〕
ＡｌＮの観察は、被削性試験評価用試験片と同様の方法で作製した鋼材のＱ部から切出した試料を用いてレプリカ法により観察用試料を作成し、この観察用試料を透過型電子顕微鏡により観察した。観察は１０００μｍ２の視野をランダムに２０視野実施した。そして、最大径が２００ｎｍを超えるＡｌＮの合計体積が全ＡｌＮの総体積の２０％以下である場合を○、２０％以上である場合を×として判定した。
ＡｌＮの観察は、被削性試験評価用試験片と同様の方法で作製した鋼材のＱ部から切出した試料を用いてレプリカ法により観察用試料を作成し、この観察用試料を透過型電子顕微鏡により観察した。観察は１０００μｍ２の視野をランダムに２０視野実施した。そして、最大径が２００ｎｍを超えるＡｌＮの合計体積が全ＡｌＮの総体積の２０％以下である場合を○、２０％以上である場合を×として判定した。
〔固溶Al量の測定〕
まず、非水溶媒電解液による定電位電解腐食法のSPEED法と0.1μmのフィルターにより電解抽出した残渣をICP発光分析装置で分析することにより、ＡｌＮとして存在するＡｌ量（質量％）を測定し、上記（２）式に代入することにより固溶Ａｌ量（質量％）を求めた。
まず、非水溶媒電解液による定電位電解腐食法のSPEED法と0.1μmのフィルターにより電解抽出した残渣をICP発光分析装置で分析することにより、ＡｌＮとして存在するＡｌ量（質量％）を測定し、上記（２）式に代入することにより固溶Ａｌ量（質量％）を求めた。
以上の試験の結果を表１−３にまとめて示す。
上記表１−１及び表１−３に示すＮｏ．１〜７は発明例、Ｎｏ．８〜１３は比較例である。上記表１−３に示すように、本発明の実施例であるＮｏ．１〜７の鋼材では、評価指標であるＶＬ１０００、焼入性DIの向上効果が認められるが、比較例であるＮｏ．8〜13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（図１、図２参照）。
具体的には、Ｎｏ．８、１０、１２は、全Ａｌ量が本発明で規定する範囲から外れており、その結果、固溶Ａｌ量が本発明規定を下回ったため、被削性の指標であるＶＬ１０００が同程度のＳ含有量を有する発明鋼に比べ劣っていた。また固溶Ａｌによる焼入性の向上効果も小さかった。
Ｎｏ．９、１１は全Ａｌ量、全Ｎ量、及び上記（１）式から計算される必要加熱温度Ｔ１（℃）に比べ、実際の鍛造時の加熱温度が低かったために粗大なＡｌＮが生成し、被削性の指標であるＶＬ１０００が同程度のＳ含有量を有する発明鋼に比べ劣っていた。
Ｎｏ．１３は全Ｎ量及び全Ａｌ量が規定範囲内であり、鍛造時の加熱温度も上記（１）から計算される必要加熱温度を満足するものであるが、全Ｎ量（質量％）に対して全Ａｌ量（質量％）が相対的に少ない為、実施した浸炭加熱温度では固溶Ａｌ値が本発明で規定する範囲外となり、被削性の指標であるＶＬ１０００が同程度のＳ含有量を有する発明鋼に比べ劣っていた。また、固溶Alによる焼入性の向上効果も小さかった。
（実施例２）
実施例２では、本発明を０．２％Ｃ程度（例えばＣが０．１８〜０．２３％の範囲内）の合金鋼に適用した場合の試験例を示す。また他の化学成分は、Ｓｉ：０．１〜０．３％、Ｍｎ：０．５〜１．０％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．０１％以上０．１％以下、Ｃｒ：０．５％〜１．５％以下、Ａｌ：０．０５５〜０．３％の範囲に収めた。実施例２では、焼準後に切削試験、浸炭を想定した加熱温度でのジョミニ試験を実施した。詳細には、表２−１に示す組成の鋼１５０Ｋｇを真空溶解炉で溶製後、表２−３に示す加熱温度で熱間鍛造し、直径が６５ｍｍと３５ｍｍの２種類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、６５ｍｍ鍛伸材から切り出した試験片で被削性試験、ＡｌＮの観察、及び固溶Al量の測定を行った。また３５ｍｍ鍛伸材から切り出したジョミニ試験片でジョミニ試験を実施し、その特性を評価した。
実施例２では、本発明を０．２％Ｃ程度（例えばＣが０．１８〜０．２３％の範囲内）の合金鋼に適用した場合の試験例を示す。また他の化学成分は、Ｓｉ：０．１〜０．３％、Ｍｎ：０．５〜１．０％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．０１％以上０．１％以下、Ｃｒ：０．５％〜１．５％以下、Ａｌ：０．０５５〜０．３％の範囲に収めた。実施例２では、焼準後に切削試験、浸炭を想定した加熱温度でのジョミニ試験を実施した。詳細には、表２−１に示す組成の鋼１５０Ｋｇを真空溶解炉で溶製後、表２−３に示す加熱温度で熱間鍛造し、直径が６５ｍｍと３５ｍｍの２種類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、６５ｍｍ鍛伸材から切り出した試験片で被削性試験、ＡｌＮの観察、及び固溶Al量の測定を行った。また３５ｍｍ鍛伸材から切り出したジョミニ試験片でジョミニ試験を実施し、その特性を評価した。
〔被削性試験〕
まず、鍛伸後の各鋼材を930℃の温度条件下で１時間保持した後に空冷し、焼準のための熱処理を施し、各鋼材の硬さをＨｖ１０で140から150の範囲に調整した。その後、熱処理後の各鋼材から被削性評価用試験片を切出し、下記表２−２に示す切削条件でドリル穿孔試験を行い、実施例及び比較例の各鋼材の被削性を評価した。その際、評価指標としては、ドリル穿孔試験では累積穴深さ１０００ｍｍまで切削可能な最大切削速度ＶＬ１０００を採用した。
まず、鍛伸後の各鋼材を930℃の温度条件下で１時間保持した後に空冷し、焼準のための熱処理を施し、各鋼材の硬さをＨｖ１０で140から150の範囲に調整した。その後、熱処理後の各鋼材から被削性評価用試験片を切出し、下記表２−２に示す切削条件でドリル穿孔試験を行い、実施例及び比較例の各鋼材の被削性を評価した。その際、評価指標としては、ドリル穿孔試験では累積穴深さ１０００ｍｍまで切削可能な最大切削速度ＶＬ１０００を採用した。
〔ジョミニ試験〕
ジョミニ試験は、鍛伸後の各鋼材に対して、JIS G0561に基づく方法で一端焼入方法により浸炭加熱温度を想定した930℃の加熱温度で実施した。その後、得られたジョミニ-カーブ及びC量より、50%Mの硬さに相当するジョミニ距離を推定し、このジョミニ距離から焼入性(DI：理想臨界直径)に換算した。
ジョミニ試験は、鍛伸後の各鋼材に対して、JIS G0561に基づく方法で一端焼入方法により浸炭加熱温度を想定した930℃の加熱温度で実施した。その後、得られたジョミニ-カーブ及びC量より、50%Mの硬さに相当するジョミニ距離を推定し、このジョミニ距離から焼入性(DI：理想臨界直径)に換算した。
〔ＡｌＮの観察〕
ＡｌＮの観察は、被削性試験評価用試験片と同様の方法で作製した鋼材のＱ部から切出した試料を用いてレプリカ法により観察用試料を作成し、この観察用試料を透過型電子顕微鏡により観察した。観察は、１０００μｍ２の視野をランダムに２０視野実施した。そして、最大径が２００ｎｍを超えるＡｌＮの合計体積が全ＡｌＮの総体積の２０％以下である場合を○、２０％以上である場合を×として判定した。
ＡｌＮの観察は、被削性試験評価用試験片と同様の方法で作製した鋼材のＱ部から切出した試料を用いてレプリカ法により観察用試料を作成し、この観察用試料を透過型電子顕微鏡により観察した。観察は、１０００μｍ２の視野をランダムに２０視野実施した。そして、最大径が２００ｎｍを超えるＡｌＮの合計体積が全ＡｌＮの総体積の２０％以下である場合を○、２０％以上である場合を×として判定した。
〔固溶Al量の測定〕
まず、非水溶媒電解液による定電位電解腐食法のSPEED法と0.1μmのフィルターにより電解抽出した残渣をICP発光分析装置で分析することにより、ＡｌＮとして存在するＡｌ量（質量％）を測定し、上記（２）式に代入することにより固溶Ａｌ量（質量％）を求めた。
まず、非水溶媒電解液による定電位電解腐食法のSPEED法と0.1μmのフィルターにより電解抽出した残渣をICP発光分析装置で分析することにより、ＡｌＮとして存在するＡｌ量（質量％）を測定し、上記（２）式に代入することにより固溶Ａｌ量（質量％）を求めた。
以上の試験の結果を表２−３にまとめて示す。
上記表２−１及び表２−３に示すＮｏ．１４〜３２は発明例、Ｎｏ．３３〜４１は比較例である。上記表２−３に示すように、本発明の実施例であるＮｏ．１４〜３２の鋼材では、評価指標であるＶＬ１０００、焼入性DIの向上効果が認められるが、比較例であるＮｏ．３３〜４１の鋼材では、これらのうちの少なくとも１つ以上の特性が、実施例の鋼材に比べて劣っていた。（図３、図４参照）
具体的には、Ｎｏ．３３、３６、３９は、全Ａｌ量が本発明で規定する範囲から外れており、その結果、固溶Ａｌ量が本発明規定を下回ったため、被削性の指標であるＶＬ１０００が同程度のＳ含有量を有する発明鋼に比べ劣っており、固溶Alによる焼入性の向上効果も小さかった。
Ｎｏ．３４、３５、３７、４０、４１はＡｌ量、Ｎ量、及び上記式（１）から計算される必要加熱温度Ｔ１（℃）に比べ、実際の鍛造時の加熱温度が低かったために粗大なＡｌＮが生成し、被削性の指標であるＶＬ１０００が同程度のＳ含有量を有する発明鋼に比べ劣っていた。
Ｎｏ．３８は全Ｎ量及び全Ａｌ量が規定範囲内であり、鍛造時の加熱温度も上記（１）から計算される必要加熱温度を満足するものであるが、全Ｎ量に対して全Ａｌ量が相対的に少ない為、実施した浸炭加熱温度では固溶Ａｌ値が本発明で規定する範囲外となり、被削性の指標であるＶＬ１０００が同程度のＳ含有量を有する発明鋼に比べ劣っていた。また、固溶Alによる焼入性の向上効果も小さかった。
（実施例３）
実施例３では本発明を0.4％C程度（例えばＣが０．３５〜０．４５％の範囲内）の合金鋼に適用した場合の試験例を示す。また他の化学成分は、Ｓｉ：０．１〜０．３％、Ｍｎ：０．５〜１．０％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．０１％以上０．１％以下、Ｃｒ：０．５％〜１．５％以下、Ａｌ：０．０５５〜０．３％の範囲に収めた。実施例３では、焼準後に切削試験、焼入れを想定した加熱温度でのジョミニ試験を実施した。詳細には、表３−１に示す組成の鋼１５０Ｋｇを真空溶解炉で溶製後、表３−３に示す加熱温度で熱間鍛造し、直径が６５ｍｍと３５ｍｍの2種類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、６５ｍｍ鍛伸材から切り出した試験片で被削性試験、ＡｌＮの観察、及び固溶Al量の測定を行った。また３５ｍｍ鍛伸材から切り出したジョミニ試験片でジョミニ試験を実施し、その特性を評価した。
実施例３では本発明を0.4％C程度（例えばＣが０．３５〜０．４５％の範囲内）の合金鋼に適用した場合の試験例を示す。また他の化学成分は、Ｓｉ：０．１〜０．３％、Ｍｎ：０．５〜１．０％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．０１％以上０．１％以下、Ｃｒ：０．５％〜１．５％以下、Ａｌ：０．０５５〜０．３％の範囲に収めた。実施例３では、焼準後に切削試験、焼入れを想定した加熱温度でのジョミニ試験を実施した。詳細には、表３−１に示す組成の鋼１５０Ｋｇを真空溶解炉で溶製後、表３−３に示す加熱温度で熱間鍛造し、直径が６５ｍｍと３５ｍｍの2種類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、６５ｍｍ鍛伸材から切り出した試験片で被削性試験、ＡｌＮの観察、及び固溶Al量の測定を行った。また３５ｍｍ鍛伸材から切り出したジョミニ試験片でジョミニ試験を実施し、その特性を評価した。
〔被削性試験〕
まず、鍛伸後の鋼材を850℃の温度条件下で１時間保持後、空冷し、焼準のための熱処理を施し、各鋼材の硬さをＨｖ１０で225から235の範囲に調整した。その後、熱処理後の各鋼材から被削性評価用試験片を切出し、下記表３−２に示す切削条件でドリル穿孔試験を行い、実施例及び比較例の各鋼材の被削性を評価した。その際、評価指標としては、ドリル穿孔試験では累積穴深さ１０００ｍｍまで切削可能な最大切削速度ＶＬ１０００を採用した。
まず、鍛伸後の鋼材を850℃の温度条件下で１時間保持後、空冷し、焼準のための熱処理を施し、各鋼材の硬さをＨｖ１０で225から235の範囲に調整した。その後、熱処理後の各鋼材から被削性評価用試験片を切出し、下記表３−２に示す切削条件でドリル穿孔試験を行い、実施例及び比較例の各鋼材の被削性を評価した。その際、評価指標としては、ドリル穿孔試験では累積穴深さ１０００ｍｍまで切削可能な最大切削速度ＶＬ１０００を採用した。
〔ジョミニ試験〕
ジョミニ試験は、鍛伸後の各鋼材に対して、JIS G0561に基づく方法で一端焼入方法により焼入れ加熱温度を想定した850℃の加熱温度で実施した。その後、得られたジョミニ-カーブ及びC量より、50%Mの硬さに相当するジョミニ距離を推定し、このジョミニ距離を焼入性DIに換算した。
ジョミニ試験は、鍛伸後の各鋼材に対して、JIS G0561に基づく方法で一端焼入方法により焼入れ加熱温度を想定した850℃の加熱温度で実施した。その後、得られたジョミニ-カーブ及びC量より、50%Mの硬さに相当するジョミニ距離を推定し、このジョミニ距離を焼入性DIに換算した。
〔ＡｌＮの観察〕
ＡｌＮの観察は、被削性試験評価用試験片と同様の方法で作製した鋼材のＱ部から切出した試料を用いてレプリカ法により観察用試料を作成し、この観察用試料を透過型電子顕微鏡により観察した。観察は、１０００μｍ２の視野をランダムに２０視野実施した。そして、最大径が２００ｎｍを超えるＡｌＮの合計体積が全ＡｌＮの総体積の２０％以下である場合を○、２０％以上である場合を×として判定した。
ＡｌＮの観察は、被削性試験評価用試験片と同様の方法で作製した鋼材のＱ部から切出した試料を用いてレプリカ法により観察用試料を作成し、この観察用試料を透過型電子顕微鏡により観察した。観察は、１０００μｍ２の視野をランダムに２０視野実施した。そして、最大径が２００ｎｍを超えるＡｌＮの合計体積が全ＡｌＮの総体積の２０％以下である場合を○、２０％以上である場合を×として判定した。
〔固溶Al量の測定〕
まず、非水溶媒電解液による定電位電解腐食法のSPEED法と0.1μmのフィルターにより電解抽出した残渣をICP発光分析装置で分析することにより、ＡｌＮとして存在するＡｌ量（質量％）を測定し、上記（２）式に代入することにより固溶Ａｌ量（質量％）を求めた。
まず、非水溶媒電解液による定電位電解腐食法のSPEED法と0.1μmのフィルターにより電解抽出した残渣をICP発光分析装置で分析することにより、ＡｌＮとして存在するＡｌ量（質量％）を測定し、上記（２）式に代入することにより固溶Ａｌ量（質量％）を求めた。
以上の試験の結果を表３−３にまとめて示す。
上記表３−１及び表３−３に示すＮｏ．４２〜４８は発明例、Ｎｏ．４９〜５４は比較例である。上記表３−３に示すように、本発明の実施例であるＮｏ．４２〜４８の鋼材では、評価指標であるＶＬ１０００、焼入性DIの向上効果が認められるが、比較例であるＮｏ．４９〜５４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。（図５、図６参照）
具体的には、Ｎｏ．４９、５１、５３は、全Al量が本発明で規定する範囲から外れており、その結果、固溶Ａｌ量が本発明規定を下回ったため、被削性の指標であるＶＬ１０００が同程度のＳ含有量を有する発明鋼に比べ劣っていた。また固溶Alによる焼入性の向上効果も小さかった。
Ｎｏ．５０、５２はＡｌ量、Ｎ量から上記（１）式から計算される必要加熱温度Ｔ１（℃）に比べ、実際の鍛造時の加熱温度が低かったために粗大なＡｌＮが生成し、被削性の指標であるＶＬ１０００が同程度のＳ含有量を有する発明鋼に比べ劣っていた。
Ｎｏ．５４は全Ｎ量及び全Ａｌ量が規定範囲内であり、鍛造時の加熱温度も上記（１）から計算される必要加熱温度を満足するものであるが、全Ｎ量に対して全Ａｌ量が相対的に少ない為、実施した焼入れ加熱温度では固溶Ａｌ値が本発明で規定する範囲外となり、被削性の指標であるＶＬ１０００が同程度のＳ含有量を有する発明鋼に比べ劣っており、固溶Alによる焼入性の向上効果も小さかった。
Claims (8)
- 化学成分として、質量％で、
Ｃ：０．１４〜０．８５％
Ｓｉ：０．０１〜１．５％、
Ｍｎ：０．０５〜２．５％、
Ｓ：０．００５〜０．３５％、
Ｃｒ：０．２〜６.０％、
Ｎ：０．０２０％以下、
Ａｌ:０．０５５〜１．０%
を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、
最大径が２００ｎｍを超えるＡｌＮの合計体積が全ＡｌＮの総体積の２０％以下であり、固溶Ａｌが０．０６２質量％以上であり、熱間圧延により成形加工した丸棒鋼から製造され、焼入れ処理が施された鋼材であることを特徴とする被削性と焼入れ性に優れた焼入れ鋼材。 - 化学成分として、更に、質量%で、Ｐ：０．０２０％以下を含有することを特徴とする請求項１記載の被削性と焼入れ性に優れた焼入れ鋼材。
- 化学成分として、更に、質量%で、Ｃa：０．０００３〜０．００１５％を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の被削性と焼入れ性に優れた焼入れ鋼材。
- 化学成分として、更に、質量%で、Ｔｉ:０．００１〜０．１％、Ｎｂ:０．００５〜０．２％、Ｗ:０．０１〜１．０％、Ｖ：０．０１％〜１．０％からなる群から選択された１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１乃至３のいずれか１項に記載の被削性と焼入れ性に優れた焼入れ鋼材。
- 化学成分として、更に、質量%で、Ｍｇ： ０．０００１〜０．００４０％、Ｚｒ：０．０００３〜０．０１％、Ｒｅｍ：０．０００１〜０．０１５％からなる群から選択された１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１乃至４のいずれか１項に記載の被削性と焼入れ性に優れた焼入れ鋼材。
- 化学成分として、更に、質量%で、Ｓｂ：０．０００５％以上０．０１５０％未満、Ｓｎ：０．００５〜２．０％、Ｚｎ：０．０００５〜０．５％、Ｂ：０．０００５〜０．０１５％ 、Ｔｅ：０．０００３〜０．２％、Ｂｉ：０．００５〜０．５％、Ｐｂ：０．００５〜０．５％からなる群から選択された１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１乃至５のいずれか１項に記載の被削性と焼入れ性に優れた焼入れ鋼材。
- 化学成分として、更に、質量%で、Ｍｏ： ０．０１〜１．０％を含有することを特徴とする請求項１乃至６のいずれか１項に記載の被削性と焼入れ性に優れた焼入れ鋼材。
- 化学成分として、更に、質量%で、Ｎｉ：０．０５〜２．０％、Ｃｕ：０．０１〜２．０％からなる群から選択された１種または２種を含有することを特徴とする請求項１乃至７のいずれか１項に記載の被削性と焼入れ性に優れた焼入れ鋼材。
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