可切削性和强度特性优异的机械结构用钢的制作方法

专利名称：：可切削性和强度特性优异的机械结构用钢的制作方法
技术领域：
：本发明涉及可实施切削加工的机械结构用钢，尤其涉及从高速钢钻头的较低速区的切削加工到硬质合金涂层工具的纵向车削等较高速区的切削加工可用于较宽泛的切削速度区的可切削性(被切削性；Machinability)和强度特性优异的机械结构用钢。
背景技术：
：近年来，钢的高强度化不断进步，但随之产生可加工性降低的问题。因此，对保持强度并且不使切削效率降低的钢的需求高涨。以往人们知道为了使钢的可切削性提高，添加S、Pb和Bi等提高可切削性的元素是有效的。然而人们已知，Pb就Bi虽然提高可切削性，对锻造的影响也较小，但是使强度特性降低。另外，近来，Pb成为环境负担而存在避免使用的倾向，其使用量呈降低的趋势。此外，S形成MnS之类的在切削环境变为软质的夹杂物，使可切削性提高，但MnS的尺寸比Pb等的粒子大，容易成为应力集中源。特别是当通过锻造以及轧制来延伸时，由于MnS而产生各向异性，钢的特定方向极端地变弱。另外，在设计钢上必须考虑这样的各向异性。因此，在添加S的情况下，使各向异性低限度化的技术成为必需。如上所述，即使添加对提高可切削性有效的元素，其强度特性也降低，因此难以兼备强度特性和可切削性。因此，为了使钢兼备可切削性和强度特性，进一步的技术革新是必要的。于是，以往曾经提出一种机械结构用钢，其含有合计为0.005质量％以上的选自例如固溶V、固溶Nb以及固溶Al的一种以上，并且含有0.001%以上的固溶N，由此在切削中使由于切削热而生成的氮化物附着在工具上，起到工具保护膜的功能，从而能够延长切削工具寿命(参照日本特开2004-107787号公报)。另外，还曾提出一种机械结构用钢，在规定C、Si、Mn、S以及Mg的含量的同时，失见定Mg含量与S含量之比，而且通过使钢中的硫化物系夹杂物的纵横比以及个数最佳化，谋求提高切屑处理性以及机械特性(参照日本专利第3706560号公报)。该日本专利第3706560号公报所述的机械结构用钢，在将Mg控制在0.02%以下(不包括0%)的同时，在含Al的情况下还将其含量限定在0.1%以下。
发明内容但是，上述现有技术存在以下所述的问题。即可以推定，日本特开2004-107787号公报所述的钢，如果由切削所引起的发热量不到一定程度以上时，就不能引起上述的现象。因此，被局限在具有发挥效果的切削速度的程度的高速切削，存在不能期望得到在低速区下的效果的问题。另外，日本专利第3706560号公报所述的钢，关于强度特性丝毫没有考虑。而且，日本专利第3706560号公报所述的钢，关于切削工具寿命以及屈服比也丝毫没有考虑，因此存在不能得到充分的强度特性的问题。本发明是鉴于上述的问题而提出的，其目的在于，提供在宽泛的切削速度区域具有良好的可切削性，且同时具有高的冲击特性和高的屈服比的机械结构用钢。本发明的可切削性和强度特性优异的机械结构用钢，其特征在于，以质量％计，含有C:0.1~0.85%、Si:0.01~1.5%、Mn:0.05~2.0%、P:0.005~0.2%、S:0.001~0.15%、全部Al:超过0.05%且为0.3%以下、Sb:低于0.0150%(包括0%在内)以及全部N:0.0035~0.020%,并且固溶N限制在0.0020%以下，其余量由Fe以及不可避免的杂质组成。该才几械结构用钢，还可以含有Ca:0.0003~0.0015质量％。另外，以质量％计，也可以含有选自Ti:0.001~0.1%、Nb:0.005~0.2%、W:0.01~1.0%以及V:0.01~1.0%之中的一种或两种以上的元素。进而，以质量％计，可以含有选自Mg:0.0001~0.0040%、Zr:0.0003~0.01。/o以及Rem:0.0001~0.015%之中的一种或两种以上的元素。进而，以质量％计，可以含有选自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%以及Pb:0.005~0.5%之中的一种或两种以上的元素。进而，以质量。/。计，可以含有选自Cr:0.01~2.0%以及Mo:0.01~1.0%之中的一种或两种元素。进而，以质量％计，可以含有选自Ni:0.05~2.0%以及Cu:0.01~2.0%之中的一种或两种元素。图l是表示夏比沖击试验用试片的切取部位的图。具体实施方式以下对实施本发明的最佳方式进行详细说明。本发明的可切削性和强度特性优异的机械结构用钢(以下也简称为机械结构用钢)，为了解决上述课题，作为钢的成分组成，在调整Al以及其它的氮化物生成元素和N的添加量的同时，通过给予适当的热处理，将对可切削性和沖击特性有害的固溶N抑制得低一些，另外，通过确保适量的通过高温脆化而使可切削性提高的固溶A1、和具有基体脆化效果的Sb,以及确保适量的通过高温脆化效果和解理性的晶体结构而使可切削性提高的A1N，对从低速到高速的宽范围的切削速度区确保具有有效的切削性能，而且，通过提高A1添加量，与以往的A1镇静钢相比，铸坯阶段的偏析小，均匀分散性高的MnS(根据SIMS分类的III型MnS)增多，成为同时具有高的冲击特性的机械结构用钢，而且是通过A1N的微细析出以及固溶A1，得到较高的屈服比的才几械结构用钢。即，本发明的机械结构用钢具有下述组成以质量％计，含有C:0.1~0.85o/o、Si:0.01~1.5o/o、Mn:0.05~2.0o/o、P:0.005~0.2o/o、S:0.001~0.15%、全部Al:超过0.05%且为0.3%以下、Sb:低于0.0150%(包括0。/o在内)以及全部N:0.0035~0.020%,并且固溶N限制在0，0020%以下，其余量由Fe以及不可避免的杂质组成。首先，对本发明的机械结构用钢中的各成分元素及其含量进行说明。另外，在以下的说明中，组成中的质量％简单地记为％。C:0.1~0.85%c是对钢材的基本强度具有很大影响的元素。但是，在c含量低于0.1%时，不能得到充分的强度，而不得不还大量地投入其它的合金元素。而在C含量超过0，85。/。时，接近于过共析，较多地析出硬质的碳化物，因此可切削性显著降低。因此，在本发明中，为了得到充分的强度，C含量规定为0.1~0.85%，优选的下限为0.2%。Si:0.01~1.5%Si通常作为脱氧元素而被添加，但还具有使铁素体强化以及赋予回火软化抗力的效果。但是，在Si含量低于0.01。/。时，不能得到充分的脱氧效果。而在Si含量超过1.5%时，发生脆化等使材料特性下降，而且可切削性也变差。因此，Si含量规定为0.01~1.5%，优选的上限为1.0%。Mn:0.05~2.00/0Mn使钢中的硫(S)以MnS形式固定和分散，并且在基体中固溶，是提高淬透性以及确保淬火后的强度所必需的元素。但是，在Mn含量低于0.05%时，钢中的S与Fe结合形成FeS，钢变脆。而Mn含量增加时，具体地讲，Mn含量超过2.0。/。时，基体的硬度增大，冷加工性降低，并且对强度和淬透性的影响也饱和。因此，Mn含量规定为0.05~2.0%。P:0.005~0.2%P具有使可切削性良好的效果，但P含量低于0.005时，不能得到该效果。另外，P含量增加时，具体地讲，P含量超过0.2。/。时，钢中基体的硬度增大，不仅冷加工性降低，而且热加工性以及锻造特性也降低。因此P含量规定为0.005~0.2%。S:0.001~0.15%S与Mn结合以MnS夹杂物形式存在。MnS具有使可切削性提高的效杲，为了显著地得到该效果，需添加0.001%以上的S。另一方面，在S含量超过0.15%时钢的沖击值大幅度下降。因此在通过添加S来谋求可切削性的提高的情况下，S含量规定为0.001~0.15%。全部Al:超过0.05%且为0.3%以下Al除了形成氧化物以外，还析出对整粒化和可切削性有效的A1N，而且成为固溶Al具有使可切削性提高的效果。为了充分生成对该可切削性有效的固溶Al,需要添加超过0.05%的量。另外，Al对MnS的结晶和析出形态也有影响。其次，当添加超过0.05%的量的Al时，与以往的A1镇静钢相比，铸坯阶段的偏析较小，并可使均匀分散性高的MnS(根椐SIMS分类的III型MnS)增多，因此可以得到同时具有高的冲击特性的机械结构用钢，而且，通过A1N的微细析出以及固溶A1，可以得到高屈服比。但是，总Al含量超过0.3。/。时，可切削性开始下降。因此总A1含量规定为超过0力5%且在0.3%以下。优选的总Al含量的下限为0.08%,进一步优选的下限为大于0.1%。Sb:低于0.0150%(包括0%在内)Sb使铁素体适度地脆化，具有使可切削性提高的效果。该效杲尤其在固溶A1量多时显著，但Sb含量低于0.0005%时看不到该效果。另一方面，在Sb含量增加时，具体地讲，Sb含量为0.0150%以上时，Sb的宏观偏析过多，沖击值大大降低。因此，Sb含量规定为0.0005%以上且低于0.0150%。在不需要较高的可切削性的情况下或总Al含量超过0.1。/。的情况下，还可以不添加(0%)。全部N:0.0035~0.020%N除了固溶N外，还以Ti、Al、V等的氮化物形式存在，抑制奥氏体晶粒生长。但是，总N量低于0.0035。/。时，得不到显著的效果。另一方面，总N量超过0.020%时，在轧制工序中成为轧制缺陷的原因。因此，总N量规定为0.0035~0.020%。固溶N:0.0020%以下固溶N使钢硬化。尤其在切削中，由于动态应变时效，在刀刃附近发生硬化，使工具寿命降低，另外在轧制中成为轧制缺陷的原因。固溶N量多时，具体地讲，固溶N量超过0.0020。/o时，切削时伴随局部硬度的增加，切削阻力升高，由此助长工具磨损。因此，固溶N量抑制在0.0020。/o以下。由此可以改善工具摩擦。另外，固溶N量多时会引起基体脆化，冲击特性恶化，但若将固溶N量抑制在0.0020。/。以下，还能够改善该基体脆化。这里所说的固溶N量，是从总N含量减去A1N、NbN、TiN以及VN等氮化物中所含有的N量得到的值，例如，采用惰性气体熔化-热传导度法测定总N量，并通过采用非水溶剂电解液的恒定电位电解腐蚀法的SPEED法以及0.1nm的过滤器进行电解萃取的残渣由靛酚吸光度法测定氮化物中的N含量，从而可由下述式(1)计算。固溶N量-(总N量)-(氮化物中N量)...(1)再者，固溶N量可由以下所示的方法抑制得低一些。1)将总N量在本发明规定的范围内抑制得低一些。总N量范围规定为0.020%以下，但优选抑制在0.01%以下，进一步优选抑制在0.006%以下。2)在总N量高的情况下，适量添加氮化物生成元素Al、以及其它的氮化物生成元素，使氮化合物量增加即可。3)为了通过氮化物的微细析出来减少固溶N，考虑到作为机械结构用钢使用，从抑制晶粒粗大化的观点出发，优选微细析出。为了通过氮化物的微细析出来减少固溶N量，必须根据N和氮化物生成元素量保持完全固溶的高温，考虑到这一点，进行1100。C以上、优选1200。C以上、更优选1250。C以上的固溶热处理后，进行正火和渗碳等热处理，使其析出。尤其是A1N的情况下，通过在850。C附近保持长时间，可使析出量增加，降低固溶N。在此，所谓长时间，是指0.8小时以上，优逸为1小时以上，更优选为1.2小时以上。另外，在本发明的机械结构用钢中，除了上述各成分以外，还可以含有Ca。Ca:0.0003~0.0015%Ca是脱氧元素，在钢中生成氧化物。在总Al含量超过0.05。/。且为0.3%以下的本发明的机械结构用钢中，形成铝酸4丐(CaOAl203)，该CaOAl203是比Ah03的熔点低的氧化物，因此在高速切削时成为工具保护膜，具有使可切削性提高的效果。但是，在Ca含量低于0.0003%时，不能得到该可切削性提高效果，而在Ca含量超过0.0015%时，钢中生成CaS，可切削性反倒降低。因此，在添加Ca的场合，其含量规定为0.0003~0.0015%。此外，在本发明的机械结构用钢中，在使其形成碳氮化物需要高强度化的场合，除了上述各成分以外，还可以含有选自Ti:0.001~0.1%、Nb:0.005~0.2%、W:0.01~1.0%以及V:0.01~1.0%之中的一种或两种以上的元素。Ti:0扁~0.1%Ti形成碳氮化物，是抑制奥氏体晶粒生长和对强化有利的元素，在要求高强度化的钢以及要求低应变的钢中，可以作为用于防止晶粒粗大的整粒化元素使用。另外，Ti还是脱氧元素，通过使其形成软质氧化物，还具有使可切削性提高的效果。但是，在Ti含量低于0.001%的场合，看不到其效果，而在Ti含量超过0.1。/。时，会析出成为热裂紋的原因的未固溶的粗大的碳氮化物，力学性质反倒受到损害。因此，在添加Ti的场合，其含量规定为0.001~0.1%。Nb:0.005~0.2%Nb也形成碳氮化物，是通过二次析出强化有助于钢的强化、抑制奥氏体晶粒生长以及对强化有利的元素，在要求高强度化的钢以及要求低应变的钢中，可以作为用于防止晶粒粗大的整粒化元素使用。但是，在Nb含量低于0.005%的场合，不能得到高强度化的效果，而在Nb添加量超过0.2%时，会析出成为热裂紋的原因的未固溶的粗大的碳氮化物，力学性质反倒受到损害。因此，在添加Nb的场合，其含量规定为0.005~0.2%。W:0.01~1.00/0W也形成碳氮化物，是可以通过二次析出强化来对钢进行强化的元素，但是，在W含量低于0.01。/。的场合，不能得到高强度化的效果，而在W添加量超过1.0%时，会析出成为热裂紋的原因的未固溶的粗大的碳氮化物，力学性质反倒受到损害。因此，在添加w的场合，其含量规定为0.01~1.0%。V:0.01~1.00/0V也形成碳氮化物，是可以通过二次析出强化来对钢进行强化的元素，在要求高强度化的钢中可以适当添加。但是，在V含量低于0.01%的场合，不能得到高强度化的效果，而在V添加量超过1.0%时，会析出成为热裂紋的原因的未固溶的粗大的碳氮化物，力学性质反倒受到损害。因此，在添加V的场合，其含量规定为0.05~1.0%。此外，在本发明的机械结构用钢中，通过脱氧调整来进行硫化物形态控制的场合，除了上述各成分以外，还可以添加选自Mg:0.0001~0.0040%、Zr:0.0003~0.01%以及Rem:0.0001~0.015%之中的一种或两种以上的元素。Mg:0.0001~0.00400/0Mg是脱氧元素，在钢中生成氧化物。并且在以Al脱氧为前提的场合，将对可切削性有害的A1203改质成为比较软质的微细分散的MgO或Al20;rMgO。另外，其氧化物容易成为MnS的核，还具有使MnS微细分散的效果。但是，在Mg含量低于0.0001%时，看不到其效果。另外Mg生成与MnS的复合硫化物，将MnS球化，但过剩地添加Mg时，具体地讲，Mg含量超过0.0040%时，会促进单独的MnS生成，使可切削性变差。因此，在添加Mg的场合，其含量规定为0.0001~0.0040%。Zr:0.0003~0.010/0Zr是脱氧元素，在钢中生成氧化物。其氧化物可以认为是Zr02，由于该ZK)2成为MnS的析出核，因此使MnS的析出位点增力口，具有使MnS均匀分散的效果。另外，Zr固溶在MnS中，生成复合硫化物，使其变形能降低，在轧制以及热锻时还具有抑制MnS形状延伸的作用。这样来看，Zr是对降低各向异性有效的元素。但是，在Zr含量低于0.0003%时，关于这些效果不能得到显著的效果。另一方面，Zr添加量超过0.01。/。时，不仅合格率极端变差，而且大量生成Zr02以及ZrS等的硬质化合物，可切削性、冲击值以及疲劳特性等力学性质反倒降低。因此，在添加Zr的场合，其含量规定为0.0003~0.01%。Rem:0.0001~0.015o/oRem(稀土类元素)是脱氧元素，生成低熔点氧化物，不仅抑制铸造时注口(nozzle)的堵塞，而且在MnS中固溶或结合，使其变形能降低，在轧制以及热锻时还具有抑制MnS形状延伸的作用。因此，Rem是对降低各向异性有效的元素。但是，在Rem含量的总量低于0，0001。/。的场合，其效果不显著。而在Rem添加量超过0.015%时，大量生成Rem的硫化物，可切削性恶化。因此，在添加Rem的场合，其含量规定为0.0001~0.015%。此外，在本发明的机械结构用钢中，在使可切削性提高的场合，除了上述各成分以外，还可以添加选自Sn:0.005~2.0%、Zn:0.0005~0.5%、B:0.0005~0.015%、Te:0.0003~0.20/0、Bi:0.005~0.5%以及Pb:0.005~0.5%之中的一种或两种以上的元素。Sn:0,005~2.00/0Sn使铁素体脆化，延长工具寿命，并具有使表面光洁度提高的效果。但是，Sn含量低于0.005%时，看不到其效果，而在Sn添加量超过2.0%时，其效果饱和。因此，在添加Sn的场合，其含量规定为0.005~2.0%。Zn使铁素体脆化，延长工具寿命，并具有使表面光洁度提高的效果。但是，在Zn含量低于0，0005。/。的场合，看不到其效果，而在Zn添加量超过0.5%时，其效果饱和。因此，在添加Zn的场合，其含量规定为0.0005~0.5%。B:0.0005~0.0150/0B在固溶的情况下，在晶界强化以及淬透性方面有效果，在析出的情况下，由于以BN形式析出，因此在可切削性上有效果。在B含量低于0.0005%时这些效果不显著。另一方面，B添加量超过0.015。/。时，其效果饱和，并且BN析出过多，因此钢的力学性质反倒受到损害。因此，在添加B的场合，其含量规定为0.0005~0.015%。Te:0細3~0.2%Te是提高可切削性元素。另外，通过生成MnTe或者与MnS共存，使MnS的变形能降低，具有抑制MnS形状延伸的作用。因此，Te是对降低各向异性有利的元素。但是，在Te含量低于0.0003%时，看不到这些效果，而在Te含量超过0.2。/。时，不仅其效果饱和，而且热轧性降低，容易成为缺陷的原因。因此，在添加Te的场合，其含量规定为0.0003~0.2%。Bi:0.005~0.5%Bi是提高可切削性的元素。但是，在Bi含量低于0.005%时，看不到其效果，而在Bi添加量超过0.5。/。时，不仅提高可切削性的效果饱和，而且热轧性降低，容易成为缺陷的原因。因此，在添加Bi的场合，其含量规定为0.005~0.5%。Pb:0.005~0.5%Pb是提高可切削性的元素。但是，在Pb含量低于0.005。/o的场合，看不到其效果，而Pb添加量超过0.5。/。时，不仅提高可切削性的效果饱和，而且热轧性降低，容易成为缺陷的原因。因此，在添加Pb的场合，其含量规定为0.005~0.5%。此外，在本发明的机械结构用钢中，在使淬透性提高和使抗回火软化性提高，对钢材赋予强度的场合，除了上述各成分以外，还可以添加Cr:0.01~2.0%以及Mo:0.05~1.0%中的一种或两种。Cr:0.01~2.00/0Cr是在提高淬透性的同时赋予回火软化抗力的元素，在需要高强度化的钢中可以添加。但是，Cr含量低于0.01%的场合，看不到这些效果，而在大量添加Cr时，具体地讲，Cr含量超过2.0。/。时，会生成Cr的碳化物，使钢脆化。因此，在添加Cr的场合，其含量规定为0.01~2.0%。Mo:0.05~1.00/0Mo是在赋予回火软化抗力的同时使淬透性提高的元素，在需要高强度化的钢中可以添加。但是，Mo含量低于0.05%的场合看不到这些效果，而Mo添加量超过1.0。/。时，其效果饱和。因此，在添加Mo的场合，其含量规定为0.05~1.0%。进而，在本发明的机械结构用钢中，在使铁素体强化的场合，除了上述各成分以外，还可以添加Ni:0.05~2.0%、Cu:0.01~2.0%中的一种或两种。Ni:0.05~2.00/0Ni是在强化铁素体使延性提高的同时，对提高淬透性以及提高耐蚀性有效的元素。但是，在Ni含量低于0.05%的场合，看不到其效果，而Ni添加量超过2.0%时，从力学性质的观点考虑，效果饱和，可切削性降低。因此，在添加Ni的场合，其含量规定为0.05~2.0%。Cu:0.01~2.00/0Cu是在强化铁素体的同时对提高淬透性以及提高耐蚀性有效的元素。但是，在Cu含量低于0.01。/。的场合，看不到其效果，另外，即使Cu添加量超过2.0%，从力学性质的观点考虑，其效果也饱和。因此，在添加Cu的场合，其含量规定为0.01~2.0%。再者，Cu尤其使热轧性降低，容易成为轧制时的缺陷的原因，因此优选与Ni同时添加。如上所述，在本发明的机械结构用钢中，由于降低了固溶N量，因此与以往的机械结构用钢相比，能够使可切削性以及冲击特性提高。另外，通过使总Al含量以及Sb含量最佳化，来确保适量的具有提高可切削性的效果的固溶A1、Sb以及AlN，因此对于从低速到高速的宽范围的切削速度区，可以得到有效的切削性能。此外，由于该A1N的微细析出以及固溶Al的作用，可以得到高的屈服比。另外，由于将影响MnS析出的元素的含量适宜化，使均匀分散性高的MnS的量增多，因此沖击特性也优异。本发明的可切削性和强度特性优异的机械结构用钢，可以通过将具有上述的钢组成的钢坯在1200。C以上进行热锻，锻延成圆柱形后，在1100。C以上进行固溶热处理，接着进行正火、渗碳等热处理来制造。尤其是对于含有A1N这一氮化物的钢，通过在1100。C以上固溶热处理后保持0.8小时以上，优选保持l小时以上，更优选保持1.2小时以上的长时间，可以得到显著降低了固溶N的机械结构用钢。实施例1接着列举实施例以及比较例对本发明的效果具体说明。在本实施例中，用真空熔炼炉炼制表1以及表2所示的组成的钢150kg以后，在1250。C的温度条件下进行热锻，锻延成直径为65mm的圆柱形。然后，对于该实施例以及比较例的各钢材，用以下的方法进行切削性试验、夏比冲击试验以及拉伸试验，评价其特性。再者，表2中的下划线表示在本发明的范围之外。表l<table>tableseeoriginaldocumentpage15</column></row><table>表2<table>tableseeoriginaldocumentpage16</column></row><table>切削性试验切削性试验，首先对于加热至1250。C在热态下进行了锻延的实施例以及比较例的各钢材，实施在85(TC的温度条件下进行1小时正火，其中比较例No.49、No.50进行0.5小时正火，然后空冷的热处理。然后，从热处理后的各钢材切取可切削性评价用试片，在下述表3所示的切削条件下进行钻头穿孔试验，并在下述表4所示的条件进行纵向车削试验，评价了实施例以及比较例的各钢材的可切削性。此时，作为评价指标，在钻头穿孔试验中，釆用可切削到累积孔深度为1000mm的最大切削速度VL1000,在纵向车削试验中，采用10分钟后的刀具后面最大磨损宽度VB.max。表3<table>tableseeoriginaldocumentpage17</column></row><table>表4<table>tableseeoriginaldocumentpage17</column></row><table>夏比冲击试-睑图1是表示夏比冲击试验用试片的切取部位的图。在夏比沖击试验中，首先如图l所示，从在与上述的切削性试验同样的方法和条件下进行了热处理的各钢材1上，切取直径为25mm的圆柱材2，且使得中心轴与钢材l的锻延方向垂直。接着，对于各圆柱材2，进行在850。C的温度条件下保温1小时，其中比较例No.49、No.50保温0.5小时,然后冷却到60。C的油淬火，进而进行在550。C的温度条件下保温30分钟后水冷的回火。然后，对各圆柱材2进行机械加工，制作JISZ2202所规定的夏比沖击试片3,根据JISZ2242所规定的方法，实施室温下的夏比冲击试验。此时作为评价指标，采用每单位面积的吸收功(J/cm2)。拉伸试验对与锻延方向平行地制取的圆柱材2,在与上述的夏比沖击试验同样的方法和条件下进行油淬火以及回火后，加工成平行部分的直径为8mm、平行部分的长度为30mm的拉伸试片，基于JISZ2241所规定的方法，进行室温下的拉伸试验。此时作为评价指标采用屈服比(=(0.2%屈服强度YP)/(抗拉强度TS))。以上的试验结果示于表5和表6。表5<table>tableseeoriginaldocumentpage19</column></row><table>表6<table>tableseeoriginaldocumentpage20</column></row><table>表l、表2以及表5所示的No.l42钢材是本发明的实施例，表2以及表6所示的No.43~51钢材是本发明的比较例。如表5以及表6所示，实施例No.lNo.42钢材，其评价指标VLIOOO、VB_max、沖击值(吸收功)以及YP/TS(屈服比)均显示出良好的值，但是比较例的钢材，这些评价指标中的至少一项以上的特性比实施例的钢材差。具体地讲，比较例No.43~No.46钢材，总Al含量低于本发明的范围，因此可切削性评价指标VL1000以及屈服比(YP/TS)比实施例的钢材差。另外，比较例No.47钢材，总Al含量极端地低于本发明的范围，因此固溶N量大于本发明的范围，其可切肖'J性(VLIOOO、VBmax)、沖击值(ImpactValue)以及屈服比(YP/TS)比实施例的钢材差。比较例No.48钢材，总Al含量大于本发明的范围，因此硬度增加，可切削性(VLIOOO、VB_max)差。比较例No.49、No.50钢材，与实施例的钢材相比，在容易析出A1N的850。C下的保温时间短，因此固溶N量大于本发明的范围，可切削性(VL1000、VBjmax)以及冲击值(ImpactValue)比实施例的钢材差。比较例No.51~No.54钢材，Sb含量大于本发明的范围，因此冲击值(ImpactValue)比实施例的钢材差。实施例2在本实施例中，用真空熔炼炉炼制表7以及表8所示的组成的钢150kg，然后在1250。C的温度条件下进行热锻，锻延成为直径为65mm的圆柱形。然后，对于该实施例以及比较例的各钢材，用以下所示的方法进行切削性试验、夏比沖击试验以及拉伸试验，评价其特性。再者，表7以及表8中的下划线表示在本发明的范围之外。表7<table>tableseeoriginaldocumentpage22</column></row><table>表8<table>tableseeoriginaldocumentpage23</column></row><table>切削性试验切削性试验，首先对于加热至1250。C在热态下进行了锻延的实施例以及比较例的各钢材，实施在850。C的温度条件下进行1小时正火，其中比丰交例No.48、No.49、No.97~No.101进4亍0.5小时正火，然后空冷的热处理。然后，从热处理后的各钢材切取可切削性评价用试片，在表9所示的切削条件下进行钻头穿孔试验，并在表10所示的条件进行纵向车削试验，评价了实施例以及比较例的各钢材的可切削性。此时，作为评价指标，在钻头穿孔试验中，采用可切削到累积孔深度为1000mm的最大切削速度VL1000，在纵向车削试验中，采用10分钟后的刀具后面最大磨损宽度VBmax'表9<table>tableseeoriginaldocumentpage24</column></row><table>表io<table>tableseeoriginaldocumentpage24</column></row><table>夏比沖击试验图1是表示夏比沖击试验用试片的切取部位的图。在夏比沖击试验中，首先如图l所示，从在与上述的切削性试验同样的方法和条件下进行了热处理的各钢材1上，切取直径为25mm的圆柱材2，且使得中心轴与钢材l的锻延方向垂直。接着，对于各圆柱材2，进行在850。C的温度条件下保温l小时，其中比较例No.48、No.49、No.97~No.101保温0.5小时，然后冷却到60。C的油淬火，进而进行在55(TC的温度条件下保温30分钟后水冷的回火。然后，对各圆柱材2进行机械加工，制作JISZ2202所规定的夏比冲击试片3，根据JISZ2242所规定的方法，实施室温下的夏比冲击试验。此时作为评价指标，采用每单位面积的吸收功(J/cm2)。拉伸试验将在与上述的夏比冲击试验同样的方法和条件下进行了油淬火以及回火的各圆柱材2，加工成平行部分的直径为8mm、长度为30mm的拉伸试片，基于JISZ2241所规定的方法，进行室温下的拉伸试验。此时作为评价指标，采用屈服比(=(0.2。/。屈服强度YP)/(抗拉强度TS))。以上的试验结果示于表11和表12。<table>tableseeoriginaldocumentpage26</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage27</column></row><table>再者，表7以M11所示的No.l钢材是权利要求1的实施例，No.2~No.42的钢材是权利要求2的实施例。另外，表8以及表12所示的No.52~No.93是权利要求1的实施例。此外，比较例No.43~No.49的钢材，在S含量以及Ca含量上满足权利要求2的规定，比较例No.94~No.lOl的钢材，在S含量以及Ca含量上满足权利要求1的规定。如表11以及表12所示，实施例No.l~42以及No.52~No.93的钢材，其评价指标VLIOOO、VB_max、沖击值(吸收功)以及YP/TS(屈服比)均显示出良好的值，但是对于比较例的钢材而言，这些评价指标中的至少一项以上的特性比实施例的钢材差。具体地讲，比较例No.43~No.46的钢材，总Al含量低于本发明的范围，因此可切削性的评价指标VL1000以及屈服比(YP/TS)比实施例的钢材差。另外，比较例No.47的钢材，总A1含量极端地低于本发明的范围，因此固溶N量大于本发明的范围，其可切削性(VLIOOO、VBmax)、冲击值(ImpactValue)以及屈服比(YP/TS)比实施例的钢材差。比较例No.48以及No.49的钢材，与实施例的钢材相比，在容易析出A1N的850。C下的保温时间短，因此固溶N量大于本发明的范围，可切削性(VLIOOO、VB_max)以及沖击值(ImpactValue)比实施例的钢材差。此外，比较例No.94~No.96的钢材，总Al含量低于本发明的范围，因此可切削性(VLIOOO、VB.max)以及屈服比(YP/TS)比实施例的钢材差。此外，比较例No.97~No.lOl的钢材，与实施例的钢材相比，在容易析出A1N的850。C下的保温时间短，因此固溶N量大于本发明的范围，可切削性(VLIOOO、VB一max)以及沖击值(ImpactValue)比实施例的钢材差。产业上的利用可能性根据本发明，可以提供在较宽范围的切削速度区域具有良好的可切削性且同时具有高的沖击特性和高的屈服比的机械结构用钢。本发明中表示数值范围的"以上，，和"以下，，均包括本数。权利要求1.一种可切削性和强度特性优异的机械结构用钢，其特征在于，以质量％计，含有C0.1～0.85％、Si0.01～1.5％、Mn0.05～2.0％、P0.005～0.2％、S0.001～0.15％、全部Al超过0.05％且为0.3％以下、Sb低于0.0150％其中包括0％在内、以及全部N0.0035～0.020％，并且固溶N限制在0.0020％以下，其余量由Fe以及不可避免的杂质组成。2.根据权利要求1所述的可切削性和强度特性优异的机械结构用钢，其特征在于，以质量％计，还含有Ca:0.0003~0.0015%、Ti:0.001~0.1%、Nb:0.005~0.2%、W:0.01~1.0%、V:0.01~1.0%、Mg:0細1~0.0040%、Zr:0.0003~0.01%、Rem:0.0001~0.015%、Sn:0.005~2.0%、Zn:0.0005~0.5o/o、B:0.0005~0.015o/o、Te:0.0003~0.2°/o、Bi:0.005~0.50/0和Pb:0.005~0.50/0、Cr:0.01~2.0o/o、Mo:0.01~1.0o/o、Ni:0.05~2.00/0以及Cu:0.01~2.0%之中的一种或两种以上。全文摘要本发明提供一种在较宽泛的切削速度区域具有良好的可切削性、并且同时具有高的冲击特性和高的屈服比的机械结构用钢，本发明的可切削性和强度特性优异的机械结构用钢，以质量％计，含有C0.1～0.85％、Si0.01～1.5％、Mn0.05～2.0％、P0.005～0.2％、S0.001～0.15％、全部Al超过0.05％且为0.3％以下、Sb低于0.0150％其中包括0％在内、以及全部N0.0035～0.020％，并且固溶N限制在0.0020％以下，其余量由Fe以及不可避免的杂质组成。文档编号C21D8/00GK101410541SQ200780010959公开日2009年4月15日申请日期2007年12月25日优先权日2006年12月25日发明者宫本健一郎,宫西庆,桥村雅之,水野淳申请人:新日本制铁株式会社