CN100447273C - 成品表面粗糙度优异的低碳再硫化易切削钢产品及其制法 - Google Patents

Abstract

本发明提供一种低碳再硫化易切削钢产品及其制备方法，即使不加毒性Pb或例如Bi或Te等特定元素，也具有优异的以成品表面粗糙度为代表的切削加工性。钢产品具有特定的组成，具有满足下列条件的Mn和S含量：0.40≤Mn×S≤1.2和Mn/S≥3.0，并且含有铁素体-珠光体结构作为其金相结构，其中所述钢产品中硫化物夹杂物的平均宽度(μm)为2.8×(logd)或大于2.8×(logd)，式中d(mm)是所述钢产品的直径，金相结构中先共析铁素体具有133～150的硬度HV或在0.3的应变下200℃和25℃之间的变形阻力差为110MPa或更大且为200MPa或更小，在压缩试验中，在0.3mm/分钟的变形速率下测定变形阻力。

Description

成品表面粗糙度优异的低碳再硫化易切削钢产品及其制法

技术领域

本发明涉及一种不含铅(Pb)和具有满意的切削加工性的低碳再硫化易切削钢产品及其制备方法。这里的“钢产品”典型地指热轧棒材和钢条。

背景技术

低碳再硫化易切削钢产品用在不需要高的机械性能但是需要良好的切削加工性和可以经切削大量地生产的例如螺丝和螺纹接头等小零件中。除含S外还含Pb的易切削钢产品广泛地用作具有更满意的切削加工性的易切削钢产品。铅是损害健康的有害物质，已经需要降低这种易切削钢产品中的铅含量。碲(Te)也用在一些易切削钢产品中，但是它具有毒性和使热加工性变差，必须降低其含量。

已经进行了许多研究来改进低碳再硫化易切削钢产品的切削加工性，它们中许多涉及硫化物夹杂物的种类、尺寸和构造的控制(参见专利文献1、2、3、4、5和6)。

专利文献7指出钢产品中的氧含量对于控制硫化物夹杂物的尺寸和构造是重要的。专利文献8表明控制在排放前熔融钢中的氧含量是重要的。

许多技术涉及氧化物夹杂物的控制(参见专利文献9、10、11、12和13)。

除这些夹杂物外，结构和性质(母体性质)也显著地影响切削加工性，但是仅有很少的技术注意这些因素。例如，仅仅有少量的技术注意到它们，例如规定在轧制方向上连续延长的条纹珠光体结构的技术(专利文献14)和规定先共析铁素体中溶解的碳含量(专利文献15)。

例如专利文献16提出一种低碳再硫化易切削钢产品，它含有0.16重量％～0.5重量％的S、0.003重量％～0.03重量％的N和100ppm～300ppm的氧，其含有的氮(N)量比连续浇铸生产的常规易切削钢产品大。得到的易切削钢产品可以降低切削时在刀面上形成的切屑瘤(build-upedge)，具有等于或高于锭钢产品的切削加工性。

专利文献1：日本专利第1605766号公报(权利要求书)

专利文献2：日本专利第1907099号公报(权利要求书)

专利文献3：日本专利第2129869号公报(权利要求书)

专利文献4：日本专利申请公开(JP-A)第09-157791号公报(权利要求书)

专利文献5：日本专利申请公开(JP-A)第11-293391号公报(权利要求书)

专利文献6：日本专利申请公开(JP-A)第2003-253390号公报(权利要求书)

专利文献7：日本专利申请公开(JP-A)第09-31522号公报(权利要求书)

专利文献8：日本专利申请公开(JP-A)第56-105460号公报(权利要求书)

专利文献9：日本专利第1605766号公报(权利要求书)

专利文献10：日本专利第1907099号公报(日本专利申请公布第04-54736号)(权利要求书)

专利文献11：日本专利第2922105号公报(权利要求书)

专利文献12：日本专利申请公开(JP-A)第09-71838号公报(权利要求书)

专利文献13：日本专利申请公开(JP-A)第10-158781号公报(权利要求书)

专利文献14：日本专利第2125814号公报(日本专利申请公布(JP-B)第07-11059号)(权利要求书)

专利文献15：日本专利第2740982号公报(权利要求书)

专利文献16：日本专利第2129869号公报(日本专利申请公布(JP-B)第08-949号)(权利要求书)

发明内容

本发明解决的问题

尽管上述申请中公开的各个技术在改进易切削钢产品的切削加工性中起着重要作用，但是它们在形成过程中不能产生充分的切削加工性，特别是成品表面粗糙度。

例如，专利文献8公开的技术控制钢产品中的夹杂物使总MnS夹杂物中的具有5μm或大于5μm的长轴和2μm或大于2μm的短轴的MnS含量为50％或大于50％，所述长轴与短轴的比为5或小于5，氧化物夹杂物中Al₂O₃的平均含量为15％或小于15％。但是，这种钢产品必须含有总含量为0.2％或大于0.2％的Pb、Bi和Te，不加入这些元素不能产生充分的切削加工性。

为了控制硫化物夹杂物的尺寸和构造(configuration)，专利文献7和8公开的技术控制钢产品或熔融钢中的氧含量。但是，这些钢产品实际上含有100～500ppm的高含量的氧。这么高的氧含量经常产生对切削加工性有害的氧化物夹杂物，还引发气孔，产生表面缺陷。

基于这些问题完成了本发明，本发明的一个目的是提供一种低碳再硫化易切削钢产品，即使不添加毒性Pb或例如Bi或Te等特定元素，所述低碳再硫化易切削钢也具有满意的以成品表面粗糙度为代表的切削加工性，本发明还提供一种制备所述钢产品的合适方法。

解决问题的方法

为了达到上述目的，一方面，本发明提供一种成品表面粗糙度优异的低碳再硫化易切削钢产品，所述低碳再硫化易切削钢产品包含：以质量百分比为基础，C：0.02％～0.12％；Si：0.01％或低于0.01％；Mn：1.0％～2.0％；P：0.05％～0.20％；S：0.30％～0.60％；N：0.007％～0.03％，平衡量是Fe和不可避免的杂质，Mn和S的含量满足下列条件：0.40≤Mn*S≤1.2和Mn/S≥3.0，所述钢产品具有铁素体-珠光体结构作为其金相结构，其中所述钢产品中硫化物夹杂物的平均宽度(μm)为2.8×(log d)或大于2.8×(log d)，式中d是所述钢产品的直径(mm)，金相结构中先共析铁素体具有133～150的硬度HV。

另一方面，本发明提供一种成品表面粗糙度优异的低碳再硫化易切削钢产品，所述钢产品包含：以质量百分比为基础，C：0.02％～0.12％；Si：0.01％或低于0.01％；Mn：1.0％～2.0％；P：0.05％～0.20％；S：0.30％～0.60％；N：0.007％～0.03％，平衡量是Fe和不可避免的杂质，Mn和S的含量满足下列条件：0.40≤Mn×S≤1.2和Mn/S≥3.0，所述钢产品具有铁素体-珠光体结构作为其金相结构，其中所述钢产品中硫化物夹杂物的平均宽度(μm)为2.8×(log d)或大于2.8×(log d)，式中d是所述钢产品的直径(mm)，在0.3的应变(strain)时200℃和25℃之间的变形阻力差为110MPa或大于110MPa且200MPa或小于200MPa，在压缩试验中在0.3mm/分钟的变形速率下测定变形阻力。

另外，本发明提供一种制备所述成品表面粗糙度优异的低碳再硫化易切削钢产品的合适方法。具体地，本发明提供一种制备成品表面粗糙度优异的低碳再硫化易切削钢产品的方法，所述方法包括如下步骤：浇铸具有上述组成的钢，以及在浇铸步骤之前控制游离氧(Of)的含量为30ppm或大于30ppm且低于100ppm，控制游离氧与S的比Of/S在0.005～0.030的范围内，游离氧Of和S包含在浇铸前的熔融钢中。

有益效果

易切削钢产品的成品表面粗糙度随切屑瘤的产生、尺寸、形状和均匀性显著地变化。切屑瘤是部分加工材料粘附在刀具表面上和起刀具的一部分的作用的现象。它特别损坏加工材料的初始成品表面粗糙度。切屑瘤仅仅在特定的条件下发生，但是在本领域中易切削钢产品常常在产生切屑瘤的条件下切割。

另一方面，切屑瘤起到保护刀刃从而延长刀具寿命的作用。因此，考虑到所有的因素，除去(防止其发生)这些切屑瘤是不利的，稳定地形成切屑瘤和使其尺寸和形状均匀化是重要的。

本发明通过大尺寸的球形MnS夹杂物的作用和增加溶解的N含量，能够稳定地形成其尺寸和形状均匀的切屑瘤。另外，本发明通过控制含有铁素体-珠光体复合结构的钢的金相结构中的先共析铁素体的硬度，能够进一步稳定地形成尺寸和形状更均匀化的切屑瘤。

本发明的另一个显著特点是，如在先共析铁素体硬度的控制中，通过将钢产品的压缩试验中高温与室温之间的变形阻力差控制在合适的范围内，而不是控制先共析铁素体的硬度，使切屑瘤稳定化。

通过这些方法，本发明在形成过程中能典型地改进钢产品的成品表面粗糙度。

附图说明

图1是表示本发明中Mn含量与S含量之间的关系的解释图。

图2是表示在压缩试验中钢产品的变形阻力随温度变化的解释图。

图3是表示钢产品的压缩试验中在室温(25℃)到200℃的范围中扭曲与变形阻力差之间的关系的解释图。

具体实施方式

钢产品结构

本发明的低碳再硫化易切削钢基本上具有改进切削加工性的铁素体和珠光体的复合结构。另外，为了在形成过程中改进成品表面粗糙度，本发明将复合金相结构中的先共析铁素体的硬度HV控制在133～150范围中，优选135～145的范围。

在形成过程中，这典型地降低易切削钢产品在切割时的加工硬化，能稳定地形成具有均匀尺寸和形状的切屑瘤，改进成品表面粗糙度。在这些因素中，易切削钢产品在切割时的加工硬化显著地影响切屑瘤的稳定性。通过降低切割时的加工硬化可以稳定地形成切屑瘤。因此，先共析铁素体的硬度控制据说是降低易切削钢产品在切割时的加工硬化或将加工硬化降低至最佳范围的控制手段。

如果先共析铁素体的硬度HV超过150或更严格地超过145，则易切削钢产品的加工硬化降低，但是先共析铁素体变得过分硬，使切割力增加，从而加速刀具的磨损。这样缩短了刀具寿命和损坏成品表面粗糙度。

相比之下，如果先共析铁素体的硬度HV低于133，或更严格地低于135，则先共析铁素体变得过分软，从而明显地增加易切削钢产品在切割时的加工硬化。这导致切屑瘤不能稳定形成，尺寸和形状不均匀，从而显著地损坏成品表面粗糙度。

控制先共析铁素体的硬度也改进了冷拉后的切削加工性。因此，换句话说，不管这些冷加工的处理速率如何，在冷拉或冷拉丝中，甚至在面积收缩降低时，硬度控制也产生相当的切削加工性。在易切削钢产品的切割前，通常进行例如冷拉和冷拉丝等常规冷加工以改进易切削钢产品的形状和/或尺寸精度以及改进切削加工性。但是，需要较高的面积收缩来改进切削加工性，这将不利地影响形状和尺寸精度，然而改进形状和尺寸精度是冷加工的主要目的，因此这降低了加工性和冷加工的效率。但是，仅仅为了改进易切削钢产品的形状和尺寸精度，这是冷加工的主要目的，本发明能够进行冷加工。这是很大的优点。另外，在冷加工中，不管面积收缩如何，或者甚至在面积收缩降低下，本发明都能提供相当的切削加工性。

经蚀刻暴露出样品的金相结构，并使用微型维氏硬度测试仪在5kg或小于5kg的负荷下仅仅测定暴露出的钢产品结构中的先共析铁素体的硬度，这样测定先共析铁素体的硬度。在该程序中，在钢产品的微小部分上测定硬度，它会有一些变化。因此，在钢产品样品的纵向方向和/或直径(厚度)方向上测定多个点的硬度，例如约15个点，测定的硬度的平均值定义为先共析铁素体的硬度。可以在15个或更多点上自然地测定硬度。由于用微小的先共析铁素体部分进行测定，所以从测定数据的平均值看，硬度的测定数据包括过高的硬度或过低的硬度。在这种情况中，优选在剔除这些数据后再确定平均值。

作为例如P和N等后面提及的特定元素与另外的Cu和Ni的合并以及例如热轧温度等后面提及的制备条件与热轧后的冷却速率的合并的结果，通过固溶体强化作用控制先共析铁素体的硬度。除了上述元素，这些固溶体强化元素还包括Si、Mn和Cr。但是，因为后面提及的原因，本发明不使用这些元素。

压缩试验

通过控制钢产品的压缩试验中的变形阻力，而不是控制先共析铁素体的硬度，或直接测定上述先共析铁素体的硬度，可以稳定地形成切屑瘤。换句话说，如在先共析铁素体的硬度中，用钢产品的压缩试验中的变形阻力可以确定切屑瘤形成的稳定性。

如上述，切屑瘤是部分加工材料在切割时粘附到刀具表面上，并且就象刀具的一部分一样进行切割的现象。切屑瘤是由加工材料形成，从而在切割时重复地生长和剥落。切屑瘤的尺寸随刀具的位置变化，这影响着得到的易切削钢产品的成品表面粗糙度。因为局部地承受较大的塑性变形，切屑瘤在碎片与切屑瘤之间的界面上产生碎片。切屑瘤的尺寸随塑性变形点的变化而变化。因此，为了使切屑瘤稳定，优选使塑性变形的集中点一直以切屑瘤与碎片之间的界面为中心，防止其移到其它点。

切屑瘤具有温度分布。塑性变形集中程度的标志之一是钢产品的压缩试验中高温下的变形阻力与室温下的变形阻力之间的差。如在先共析铁素体硬度的控制中，通过将温度之间的变形阻力差控制在合适的范围内，塑性变形的集中点可以一直以切屑瘤与碎片之间的界面为中心，从而使切屑瘤稳定化。本发明规定，温度之间的变形阻力差是压缩测试中200℃与25℃之间的变形阻力差。更具体地，它是在0.3mm/分钟的变形速率下，在0.3的应变时压缩测试所确定的200℃与25℃之间的变形阻力差。根据本发明，压缩测试中200℃与25℃之间的变形阻力差应该为110MPa或大于110MPa且200MPa或小于200MPa。

如果200℃与25℃之间的变形阻力差小于110MPa，则先共析铁素体变得过分软，从而显著地增加易切削钢产品在切割时的加工硬化。这样，塑性变形的集中点移动，不以切屑瘤与碎片之间的界面为中心。这使切屑瘤不稳定，具有不均匀的尺寸和形状，从而显著地损坏成品表面粗糙度。

相反，如果200℃与25℃之间的变形阻力差超过200MPa，则先共析铁素体变得过分硬，具有过分高的加工阻力，从而加速刀具的磨损。这使刀具寿命缩短，使成品表面粗糙度变差。

通过优化钢产品的压缩测试中室温(25℃)与200℃之间的变形阻力差，如在先共析铁素体的硬度控制中一样可以稳定地形成切屑瘤。

图2表示在压缩测试中钢产品的变形阻力随温度的变化。在图2中，黑三角表示的数据是实施例3的发明样品52的数据，黑方块表示的数据是实施例3中对比例38的数据。图2表示在0.3mm/分钟的变形速率下压缩测试中应变0.3时的变形阻力。

图2表示在测试温度下发明样品的变形阻力比对比例高。在发明样品和对比样品中，变形阻力从室温25℃开始增加，在200℃达到最大，在高于200℃的温度下显著地降低。

钢产品在25℃(室温)与200℃之间的变形阻力差显著地影响塑性变形的集中程度和切屑瘤的稳定，在25℃(室温)与200℃范围内变形阻力增加。因此，本发明用25℃(室温)与200℃之间的变形阻力差定义切削加工性。

室温(25℃)与200℃之间的变形阻力差与先共析铁素体硬度所确定的钢产品的切削加工性满意地一致。换句话说，表示压缩测试中200℃与25℃之间的变形阻力差的范围符合或满意地与表示133～150的HV的复合金相结构的先共析铁素体的硬度的范围相一致。

随着压缩测试中应变的增加，室温(25℃)与200℃之间的变形阻力差变得值得注意。图3表示分别在0.1、0.2和0.3的应变下，发明样品和对比样品在室温(25℃)与200℃之间的变形阻力差。在图3中，空白条表示的数据是对比例的数据，黑条表示的数据是发明样品的数据。由于室温(25℃)与200℃之间的变形阻力差在0.3的应变与高于0.3的应变之间变化不大，所以压缩测试中的应变设定为0.3。

如在先共析铁素体的硬度控制中，可以控制压缩测试中确定的和本发明规定的在0.3的应变下在200℃与25℃之间的变形阻力差。更具体地，在例如P和N等后面提及的特定元素与另外的Cu和Ni的组合以及例如热轧温度等后面提及的制备条件与热轧后冷却速率的合适组合下，通过固溶体强化可以控制该变形阻力差。

钢产品的组成

以质量百分比为基础，本发明的低碳再硫化易切削钢产品的组成和规定各个元素的原因描述如下。

本发明的易切削钢产品一般典型地应用到不需要高的机械性能但需要切削加工性和可以通过切割大量地生产的小零件上，例如螺丝和螺纹接头。除了这些应用所需要的切削加工性，在例如线材和棒材等钢产品的生产中，易切削钢产品也必须具有一定水平的例如强度等性能和可加工性。在其生产中，除了后面提及的生产条件，钢产品的化学组成也对产生铁素体-珠光体复合结构起着重要作用。

为了满足结构和性能的要求，本发明的钢产品包含下述质量百分比的组分作为其基本化学组成：C：0.02％～0.12％；Si：0.01％或低于0.01％；Mn：1.0％～2.0％；P：0.05％～0.20％；S：0.30％～0.60％；N：0.007％～0.03％，平衡量是Fe和不可避免的杂质，Mn和S的含量满足下列条件：0.40≤Mn*S  (＝Mn×S)≤1.2和Mn/S≥3.0。

需要时，在上述组成中，将Cr的含量控制到0.04％或小于0.04％，将Ti、Nb、V、Al和Zr的总含量控制到0.020％或小于0.020％，将这些元素控制为杂质。

如果需要，所述组成还选择性地包含大于0.30％且等于或小于1.0％的Cu和大于0.20％且等于或小于1.0％的Ni中的一种或两种。

C：0.02％～0.12％

钢包含C以确保其强度、先共析铁素体的硬度和200℃与25℃之间的变形阻力差。如果C的含量小于0.02％，所述钢具有不足够的强度和不足够的先共析铁素体硬度。另外，所述钢表现出过分高的韧性和延展性以及降低的切削加工性。相反，如果C含量超过0.12％，所述钢表现出过分高的强度和先共析铁素体的硬度，这使切削加工性变差，而不是改进它。因此，C含量的下限设定为0.02％或优选0.03％，其上限设定为0.12％或优选0.07％。

Mn：1.0％～2.0％

在所述钢中Mn与S结合形成硫化物MnS，从而改进切削加工性。它也防止由于形成的FeS产生热短路。为了表现出这些优点，Mn的下限设定为1.0％。但是，Mn具有脱氧作用，如果它的含量超过2.0％，它在浇铸前的熔融钢中起脱除游离氧(Of)的作用，使所述钢缺少产生大尺寸的球形MnS所需要的游离氧。另外，所述钢具有过分高的强度，从而相反地降低切削加工性。因此Mn的上限设定为2.0％。结合后面提及的S，进一步控制或规定Mn的含量，从而防止脱氧行为，使Mn主要促进硫化物MnS的形成。

P：0.05％～0.20％

通过固溶体强化作用，P是将先共析铁素体的硬度HV控制在133～150的范围和/或控制压缩测试中200℃与25℃之间的变形阻力差，从而改进切削加工性的重要元素。更具体地，通过合适地组合P的固溶体强化与N的固溶体强化或与选择性包含的Cu和/或Ni的固溶体强化，进一步与后面提及的热轧温度和热轧后的冷却速率相结合，本发明将先共析铁素体的硬度和压缩测试中200℃与25℃之间的变形阻力差控制在上面指定的范围中。为了表现出这些优点，所述钢产品必须含有0.05％或大于0.05％的P。相反，由于即使钢产品含有超过0.20％量的P，这些优点也达到饱和，所以，P的上限设定为0.20％。

S：0.30％～0.60％

S是通过与Mn形成硫化物改进切削加工性的元素。在S含量小于0.30％时，该优点过分地小。相反，超过0.60％的S含量可能使热加工性变差。因此，其下限设定为0.30％或优选0.35％，其上限设定为0.60％或优选0.50％。

从S与Mn之间的关系看，应该设定S含量使Mn和S的含量满足条件：0.40≤Mn*S(＝Mn×S)≤1.2和Mn/S≥3.0。图1表示本发明中Mn和S的含量之间的关系，横坐标表示Mn含量(％)，纵坐标表示S含量(％)。在图1中，从左下延伸到右上的直线表示Mn/S的下限，即Mn/S为3.0的直线，从右下延伸到左上的这些曲线分别表示Mn×S。表示Mn×S的那些曲线自图的左边起分别表示Mn×S为0.40、0.45、0.5、0.8、1.0和1.2的曲线。

在图1中，满足条件Mn/S≥3.0的区域是Mn/S为3.0的直线下面的区域。Mn×S为0.40或大于0.40的区域是Mn×S为0.40的曲线的上方区域。Mn×S为1.2或小于1.2的区域是Mn×S为1.20的曲线下方的区域。Mn和S的含量满足本发明中所有上述含量要求和如下条件，0.40≤Mn×S≤1.2和Mn/S≥3.0，的范围是对角阴影区域。0.45的Mn×S和0.5的Mn×S分别表示Mn×S的优选和更优选的下限。1.0的Mn×S和0.8的Mn×S分别表示Mn×S的优选和更优选的上限。

如果Mn和S的含量使Mn×S超过上述指定范围0.40～1.2、优选范围0.45～1.0和更优选范围0.5～0.8的上限，则S含量过高以便降低控制MnS形状所需要的游离氧。这使切削加工性变差。相反，如果Mn×S小于上述下限，MnS的绝对含量降低，从而使切削加工性变差或游离氧含量增加，从而增加形成气孔的危险。

小于3.0的Mn/S比引发形成FeS，降低例如热轧加工性等加工性，从而不能生产出所述钢产品。

Si：0.01％或小于0.01％

Si具有脱氧作用，脱除浇铸前熔融钢中的游离氧(Of)，从而使形成大尺寸球形MnS所需要的游离氧缺少。如果所述钢产品的Si含量超过0.01％，则该不利影响是明显的，形成硬氧化物，从而使切削加工性显著变差。因此，Si含量降至0.01％或小于0.01％。

N：0.007％～0.02％

和上述P一样，N是通过固溶体强化作用将先共析铁素体硬度HV控制在133～150范围的重要元素。N对通过固溶体强化作用使钢产品的动载应变时效(dynamic strain aging)变得值得注意起着重要作用。钢产品的动载应变时效能稳定切屑瘤的形成。如果所述钢产品具有这样值得注意的动载应变时效，则切屑瘤稳定地形成，并具有均匀的尺寸和形状。另外，钢产品的这种值得注意的动载应变时效使压缩测试中200℃与25℃之间的变形阻力差增加以便控制在上面指定的范围中。N也起到改进以表面粗糙度为代表的切削加工性。

为了表现出这些优点，所述钢产品必须含有0.007％或大于0.007％的N，当N含量小于0.007％时，这些优点过小。相反，如果所述钢产品含有超过0.02％量的N，则先共析铁素体的硬度变得过分高和/或热轧中的加工性典型地在降低。因此，将N的下限和上限分别设定为0.007％和0.02％。

溶解的氮

为了充分地表现出N的优点，尤其是为了增加所述钢产品的动载应变时效，除了上面指定的优选的总N含量，所述钢产品优选具有70ppm或大于70ppm的溶解氮(溶解N)含量。如果钢产品含有小于70ppm的溶解氮含量，即使总N含量高，它也不具有充分增加的动载应变时效，也不能增加压缩测试中200℃与25℃之间的变形阻力差。

为了增加所述钢产品中的溶解氮含量，如后面提及的，应该降低例如Ti、Nb、V、Al和Zr等形成氮化物的元素的量。增加最后热加工(热轧或热锻)中的加热温度和/或增加热加工后的冷却速率也是有效的。

通过测定钢产品中的N(总氮)总含量，从总氮中除去化合物氮(沉积的氮)的含量，根据下列等式计算确定钢产品的溶解氮含量。从钢产品中电解地除去这些化合氮，通过靛酚吸收测定法分析该含量，定量地确定化合物氮的含量。

溶解的氮含量(ppm)＝(总氮含量)-(化合物氮含量)氧

在具有上面指定组成的钢产品的浇铸时，根据本发明，将浇铸前的熔融钢中的游离氧(Of)控制到30ppm或大于30ppm且小于100ppm，将游离氧与S的Of/S比控制在0.005～0.030。本发明使用的术语“MnS”除了包括主要包含S的化合物外，还包括向其中溶解氧以形成固溶体的MnS和与氧化物复合的MnS，以MnS为代表。溶解在MnS中或与MnS复合的氧明显地影响MnS的尺寸和构造。这些MnS物质形成在浇铸前的熔融钢中。因此，控制得到的钢产品中的氧含量是不重要的，控制浇铸前熔融钢中的游离氧含量是重要的。更具体地，用浇铸前熔融钢中的游离氧含量确定MnS的构造，通过控制浇铸前熔融钢中的游离氧，MnS可以具有大的尺寸和球形形状，从而改进切削加工性。

如果在浇铸前的熔融钢中游离氧小于30ppm和Of/S小于0.005，则MnS不可能具有大的尺寸和球形形状，不能起改进切削加工性的作用。相反，如果游离氧超过100ppm和Of/S超过0.030，则过量的游离氧将引发气孔。

恰当地选择一种或一种以上的方法，例如控制MnS含量、控制例如Al和Si等强烈脱氧的元素、控制熔渣覆盖物的组成、在强制加入FeO之后和在达到平衡之前进行浇铸，可以控制熔融钢中的游离氧含量。

通过测定电动势，用计算单元将电动势转化为氧含量，从而确定游离氧，确定熔融钢中的游离氧含量。使用市售的包括氧浓度池和作为温度传感器的热电偶的浸渍消耗熔融钢产品氧传感器确定电动势。使用YAMARI-ELECTRONITE CO.，LTD的HY-OP DIGITAL INDICATORMODEL(HY-OP数字指示仪型)进行电动势测定和计算。

Cr和Ti、Nb、V、Al、Zr

Cr、Ti、Nb、V、Al和Zr固定对改进切削加工性有效的溶解N，从而形成氮化物。这些元素降低溶解N含量，从而使切削加工性变差。当所述钢含有超过0.04％的量的Cr和/或含有总量超过0.020％的Ti、Nb、V、Al和Zr时，该不利效果值得注意。在本发明中这些元素应该优选最小化。因此，将Cr含量控制到优选0.04％或小于0.04％，更优选0.020％或小于0.020％。将Ti、Nb、V、Al和Zr的总含量控制到优选0.020％或小于0.020％，更优选0.015％或小于0.015％，进一步优选0.010％或小于0.010％。

Cu和Ni

Cu和Ni溶解在铁素体中形成固溶体，从而强化铁素体。这些元素对于将先共析铁素体的硬度HV控制在133～150的范围中是有效的，并且可以与上述N组合使用。当Cu和/或Ni选择性地包含在所述钢产品中时，为了表现出这个优点，Cu的含量大于0.30％且等于或小于1.0％，Ni的含量大于0.20％且等于或小于1.0％。如果Cu含量为0.30％或小于0.30％或Ni含量为0.20％或小于0.20％，则所述钢产品不能表现出这些优点。如果Cu含量超过1.0％或Ni含量超过1.0％，该优点也不再增加。

MnS的构造

下面详细地解释钢产品中MnS(硫化物夹杂物)的构造。如上述，通过钢产品的组成与熔融和浇铸条件基本上确定出MnS的量和分布，但是其构造在浇铸后的热轧或热锻过程中也发生变化。如果MnS具有大尺寸的球形形状，它不利于弄平，甚至加工后，其构造也在宽范围内变化。MnS的宽度明显地影响热轧钢产品或热轧后进行例如拉丝等冷加工的钢产品的切削加工性。切削加工性一般随MnS的宽度增加而增加。但是，可以根据钢产品的直径改变所需的MnS的平均宽度。例如，切削加工性随钢产品的直径降低而增加，随其直径增加而降低，其前提条件是具有相同体积、数目和构造(宽度)的MnS包含在钢产品中。注意该构造，即使钢产品的直径大，也可以通过使MnS具有充分的宽度来改进切削加工性。

在MnS的平均宽度与影响切削加工性的钢产品的直径(标准规格)之间的关系中，需要的平均宽度应当为2.8×(log d)或大于2.8×(log d)，式中d表示钢产品(轧制后的线材或棒材)的直径。如果MnS的平均宽度小于该值，切削加工性降低。

如上述，本发明使用的术语“MnS”除了包括MnS为代表的主要包含S的化合物外，还包括将氧溶解于其中形成固溶体的MnS，和与氧化物复合的MnS。这些硫化物对于改进切削加工性也是有效的。分析在光学显微镜下放大100倍观察到的图像，确定每个MnS的最大宽度。观察点是重要的，应该观察下面提及的区域。对切削加工性最重要的区域是从钢产品的外周表面起深0.1mm到深d/8的区域，应该观察该区域。应该观察在与轧制方向相平行的平面中的6mm²或大于6mm²面积的区域。在观察前抛光钢产品的外周表面就足够了，不需要蚀刻。除去主轴小于1μm的MnS之后，测定和分析最大宽度。这是因为主轴小于1μm的MnS产生较大的测定误差，并且对切削加工性影响不大。

在这种关系中，上述专利文献10指出短轴为2μm或大于2μm作为MnS的规定因素。但是，除非MnS的最大宽度增加，否则当钢产品具有较大的直径时，不管钢产品的直径如何，该均匀规定都不能促进切削加工性的改进。

制备方法

本发明的钢产品的优选制备条件描述如下。

首先，为了使MnS具有大的尺寸和球形形状以改进切削加工性，在具有上述组成的钢产品熔融和浇铸时，根据本发明，将浇铸前的熔融钢中的游离氧(Of)控制为30ppm或大于30ppm且小于100ppm，将游离氧与S的Of/S比控制为0.005～0.030。

为了控制MnS的最大宽度，在优选1000℃或高于1000℃，更优选1040℃或高于1040℃温度下的热轧中加热钢坯(股)。在从加热炉中拉出钢坯时测定钢坯的加热温度。

为了使本发明的低碳再硫化易切削钢产品具有铁素体与珠光体的复合结构和将先共析铁素体的硬度HV控制在133～150的范围中以获得更高的切削加工性，将随后的热轧温度有效地设定在铁素体区域或铁素体-奥氏体区域。

对于将先共析铁素体的硬度HV控制在133～150的范围中或将压缩测试中200℃与25℃之间的变形阻力差控制在上面指定的范围中，控制热轧后的冷却速率是重要的。热轧后在线材轧制控制冷却线(Stelmor line)中鼓风冷却和/或例如水冷却或喷雾冷却等加速冷却能有效地增加先共析铁素体的硬度。通过在铁素体转变之后立即增加冷却速率，可以在不改变铁素体和珠光体的复合结构下，仅增加先共析铁素体的硬度。这可以将压缩测试中200℃与25℃之间的变形阻力差控制在上面规定的范围中。

当热轧的钢线材在线材轧制控制冷却线中冷却时，优选就在线材基本上放置在线材轧制控制冷却线上之后和在机件达到500℃或低于500℃时之间，以1.0℃/秒或大于1.0℃/秒的平均冷却速率V(℃/秒)，用空气冷却法冷却线材。词语“基本上放置”是指将线材放在布置空气冷却装置的第一点。更严格地说，由于这些速率在线材线圈的厚和薄部分之间不同，所以在线材轧制控制冷却线中冷却时，线材的“冷却速率”是指线材的冷却速率的平均值。

热轧后的线材和钢条根据需要进行例如拉丝或拉长等冷加工和切削加工，从而得到产品。

实施例1

下面解释本发明的实施例。首先在实施例1和2中证明通过控制先共析铁素体的硬度改进钢丝的切削加工性的效果。

用实际设备在各种热轧条件下制备一系列具有各种组成的钢丝。分别评价钢条的切削加工性和其它性能。具体地说，经熔融和浇铸，在20℃/秒的浇铸固化的冷却速率下，制备具有下表1和2所示的组成1～14的低碳钢坯。表2是表1的续表，也表示出了浇铸前熔融钢中的游离氧含量和Of/S。

这些钢坯在下表3所示的条件下进行加热和热轧，从而制得具有表3所示丝径的钢线材。表3所示的轧制后的冷却速率是指在将精轧后的样品钢线材放在Stelmor conveyer上，然后开始鼓风冷却将钢线材冷却至500℃的情况中的平均冷却速率，不包括轧制制度C的情况。在表3中的标记有星号(*)的轧制制度C中，钢线材以0.8℃/秒的平均冷却速率冷却至600℃，并在600℃以下的温度以2.5℃/秒加速冷却。通过例如线圈线材的环间距的控制、使用慢冷却罩(slow-cooling cover)、和空气冷却中空气体积和方向的控制等参数的组合，合适地控制热轧后的冷却速率。

表3表示制得的钢线材的MnS的平均宽度、MnS的平均宽度与钢产品的直径(d)(2.8×(log d))和先共析铁素体的硬度(HV)之间的关系。这些用上述方法确定。观察得到的钢线材的结构，发现它们都是铁素体-珠光体结构。

制得的钢线材进行切削加工性测试。在切削加工性测试中，切割或无心磨削样品线材除去锈皮，将其固定到车床上使其围绕轴心旋转，将高速钢产品刀具(SKH4)垂直地切口到线材中以成形，确定切割后的成品表面粗糙度。以92m/分钟的切割速率、0.03mm/rev的刀具送进速率和1.0mm的切割深度进行成形。在这里，成品表面粗糙度定义为用日本工业标准(JIS)B0601中规定的表面粗糙度测定方法确定的中心线平均高度Ra(μm)。

表1～3表示表1所示的用于发明样品2～11和14的钢线材的材料钢2、3和6具有本发明指定范围内的化学组成和具有满足下列条件的Mn和S含量：0.40≤Mn×S＜1.2和Mn/S≥3.0。在浇铸前的熔融钢中，这些钢线材每个都具有30ppm或大于30ppm且小于100ppm范围内的游离氧和0.005～0.030范围内的Of/S比。其轧制条件在上面规定的优选范围内。

得到的钢线材每个的硫化物夹杂物的平均宽度(μm)为2.8×(log d)或大于2.8×(log d)，在金相结构中先共析铁素体的硬度HV为133～150。因此，它们具有33.6μm或小于33.6μm(27.9～33.6μm)的成品表面粗糙度Ra。该成品表面粗糙度优于上面提及的专利文献6中的34.8～40.3μm，如在本发明中，该专利文献中也控制硫化物夹杂物的数目、尺寸和构造。

相反，对比样品1、12、15和19～22每个都具有37.5～48.2μm的成品表面粗糙度Ra，表现出比发明样品显著低劣的切削加工性。在对比样品13和16～18中，由于在轧制时发生破裂，所以不能得到钢线材。

例如，如表1所示，用于对比样品1的材料钢1具有小于0.40下限的低Mn×S。如表2所示，在浇铸前的熔融钢中，用于对比样品12的材料钢4具有比下限30ppm小的低游离氧和比下限0.005小的低Of/S。因此，对比样品12具有小于2.8×(log d)的MnS的低平均宽度(μm)。

对比样品15用表2所示的在浇铸前熔融钢中具有比下限30ppm低的低游离氧的材料钢7制备，从而MnS的低平均宽度(μm)小于2.8×(logd)。

对比样品19用如表2所示的具有表1所示的比上限2.0％高的2.2％的高Mn含量和浇铸前在熔融钢中具有小于下限的低游离氧和Of/S的材料钢11制备。

对比样品20用具有比下限0.3％低的0.28％的S含量的材料钢12制备，从而具有低于2.8×(log d)的MnS的平均宽度(μm)。

对比样品21和22分别用具有比下限0.007％小的低N含量的材料钢13和14制备，从而具有小于133的先共析铁素体的低硬度HV。

这些结果表明本发明的要求的关键意义。

表2(续表1)

表3中，

*以0.8℃/秒冷却至600℃，此后以2.5℃/秒加速冷却

破裂：轧制中破裂

对比：对比样品；发明：发明样品

实施例2

下面以实施例1的相同方式经熔融制备一系列具有表4和5所示组成15～26的低碳钢坯。表5是表4的续表，表示浇铸前熔融钢中的游离氧含量和Of/S比。按照实施例1的表3中的制度B进行热轧。以实施例1的相同方式评价使用实际设备制备的钢丝的切削加工性和其它性能。

表6表示制备的钢线材的丝径和MnS的平均宽度、钢产品的MnS的平均宽度与直径(d)之间的关系[2.8×(log d)]和先共析铁素体的硬度(HV)。表6也表示出制备的钢线材在切削加工性测试中确定的成品表面粗糙度。观察得到的钢线材的结构，发现它们都是铁素体-珠光体结构。

表4～6表明表4所示的作为用于发明样品23～26、和31～34的材料的钢15～18和23～26具有本发明规定范围内的化学组成，具有满足下列条件的Mn和S含量：0.40≤Mn×S≤1.2和Mn/S≥3.0。另外，游离氧控制在30ppm或大于30ppm且小于100ppm的范围中，浇铸前熔融钢中的Of/S比控制在0.005～0.030的范围中。其轧制条件在上面规定的优选范围内。

得到的钢线材每个的硫化物夹杂物的平均宽度(μm)为2.8*(logd)或大于2.8*(log d)，金相结构中先共析铁素体的硬度HV为133～150。因此，它们具有37.6μm或小于37.6μm(30.9～37.6μm)的成品表面粗糙度Ra。

相反，对比样品27～30每个都具有43.6～48.3μm的成品表面粗糙度Ra，表现出比发明样品显著低劣的切削加工性。

例如，对比样品27用表4所示的钢19制备，所述钢19具有高总含量的Ti、Nb、V、Al和Zr，超过0.020％的上限。

对比样品28用表4所示的具有比下限0.007％低的低N含量的钢20制备。

对比样品29用表4所示的具有超过0.035％上限的高N含量的钢21制备，从而在切割后具有变差的表面质量，不能确定其成品表面粗糙度Ra。

对比样品30具有高的先共析铁素体硬度，其超过上限。

这些结果表明本发明的要求的关键意义。

表5(续表4)

实施例3

证明通过控制钢产品的压缩测试中高温与室温之间的变形阻力差改进钢丝的切削加工性的效果。

以实施例1的相同方式经熔融制备一系列具有表7和8所示的组成27～41的低碳钢坯。表8是表7的续表，表示浇铸前熔融钢中的游离氧含量和Of/S比。低碳钢坯使用实际设备在表9所示的加热温度、精轧温度和冷却速率下进行热轧，从而得到每个具有8.0mm直径的钢丝。分别评价钢丝的切削加工性和其它性能。

表9所示的轧制后的冷却速率是指在将精轧后的样品钢线材放在Stelmor conveyer上，然后开始鼓风冷却将钢线材冷却到500℃的情况中的平均冷却速率，不包括轧制制度C。在表9所示的轧制制度C中，以0.8℃/秒的平均冷却速率将钢线材冷却至600℃，以2.5℃/秒从600℃以下的温度加速冷却至室温。组合例如线圈线材的环间距(ring pitch)的控制、使用慢冷却罩和空气冷却中的空气体积和方向的控制等参数，合适地控制热轧后的冷却速率。

表10表示制备的钢线材的MnS的平均宽度、MnS的平均宽度与钢产品的直径(d)之间的关系[2.8×(log d)]、压缩测试中200℃与25℃之间的变形阻力差、和溶解的N含量。观察钢线材的结构，发现它们都是铁素体-珠光体结构。

通过将直径8mm和高12mm的圆柱钢线材测试片在25℃(室温)和升高的温度200℃下进行压缩测试，评价变形阻力。在压缩测试中，将一片碳化物夹在钢线材测试片和压缩夹具之间以减少摩擦，在钢线材测试片的压缩中，在0.3mm/分钟的变形速率下确定在上述温度下和0.3的应变时的变形阻力。

用上述方法测定样品钢线材的MnS的平均宽度和溶解的N含量。

通过在实施例1的相同测试条件下测定成品表面粗糙度，评价制备的钢线材的切削加工性。这些结果也表示在表10中。

表7和8所示的钢41具有本发明规定范围内的化学组成，具有满足下列条件的Mn和S含量：0.40≤Mn×S≤1.2和Mn/S≥3.0，它的浇铸前的熔融钢具有30ppm或大于30ppm且小于100ppm范围内的Of和0.005～0.030范围内的Of/S比。

表10表明在使用钢41制备的钢线材中，发明样品49、51和52分别在表9所示的优选轧制和冷却条件(B、C和E)下轧制，它们具有优选范围内即70ppm或大于70ppm的溶解的N含量。如本发明规定的，使用发明样品得到的钢线材每个的硫化物夹杂物的平均宽度(μm)为2.8×(log d)或大于2.8×(log d)，压缩测试中200℃与25℃之间的变形阻力差为110MPa或大于110MPa且200MPa或小于200MPa。它们的成品表面粗糙度Ra为约27.6μm至约31.5μm。

发明样品49、51和52每个也具有136～142的先共析铁素体硬度HV，在本发明的规定范围内。

相反，对比样品50用相同的钢41制备，但是在表9所示轧制条件A下以过分低的冷却速率冷却。这样，尽管它的硫化物夹杂物的平均宽度(μm)为2.8×(log d)或大于2.8×(log d)，但是对比样品50的溶解N含量低，为63ppm，压缩测试中200℃与25℃之间的变形阻力差低，为103，小于下限。因此，对比样品50具有约36.8的成品表面粗糙度Ra，表现出比发明样品49、51和52低劣的切削加工性。

如表10所示，对比样品35在表9所示的优选轧制和冷却条件B下轧制，但是它的材料钢27具有低的Mn×S(小于0.40的下限)，具有低的溶解N含量，为52ppm。得到的对比样品35具有95之低的压缩测试中200℃与25℃之间的变形阻力差，小于下限，具有差的成品表面粗糙度Ra，约为38.9，表现出比发明样品低劣的切削加工性。

用具有本发明规定范围内的化学组成的钢28，在表9所示的优选轧制和冷却条件B下轧制而制备发明样品36，它具有优选范围内即70ppm或大于70ppm的溶解N含量。得到的钢线材的硫化物夹杂物的平均宽度(μm)为2.8×(log d)或大于2.8×(log d)，压缩测试中200℃与25℃之间的变形阻力差为110MPa或大于110MPa且200MPa或小于200MPa，

在本发明规定的范围内。从成品表面粗糙度Ra约为33.6μm的角度看，它表现出满意的切削加工性。

对比样品37用表8所示的材料钢29制备，所述材料钢29的浇铸前的熔融钢中具有比下限30ppm低的低游离氧含量和比下限0.005小的低Of/S比。因此，尽管得到的钢线材在表9所示的优选轧制和冷却条件B下轧制，但是它具有小于2.8×(log d)的硫化物夹杂物的平均宽度(μm)和60ppm的低溶解N含量。从而，对比样品37表现出低的压缩测试中200℃与25℃之间的变形阻力差，为102，小于下限，从而具有差的约42.6的成品表面粗糙度Ra，表现出比发明样品低劣的切削加工性。

用作对比样品38的材料的钢30具有如表7和8所示的本发明规定范围内的化学组成，在优选轧制和冷却条件B下进行轧制，但是它具有53ppm的低溶解N含量。因此，得到的对比样品38具有低的压缩测试中200℃与25℃之间的变形阻力差，为93，小于下限，从而具有差的约38.7的成品表面粗糙度Ra，表现出比发明样品低劣的切削加工性。

如表8所示，在浇铸前的熔融钢中，用作对比样品39的材料的钢31具有比下限30ppm小的低游离氧含量。因此，尽管得到的钢线材在表9所示的优选轧制和冷却条件B下进行轧制，但是得到的对比样品39的硫化物夹杂物的平均宽度(μm)小于2.8×(log d)。从而对比样品39具有差的约39.2的成品表面粗糙度Ra，表现出比发明样品低劣的切削加工性。

如表8所示，用作对比样品40的材料的钢32具有比下限3.0小的低Mn/S比。尽管在表9所示的优选轧制和冷却条件B下进行轧制，但是这在轧制时引起破裂，不能评价成品表面粗糙度Ra和其它性能。

如表8所示，用作对比样品41的材料的钢33具有比下限3.0小的低Mn/S比。尽管在表9所示的优选轧制和冷却条件B下进行轧制，但是这在轧制时引起破裂，不能评价成品表面粗糙度Ra和其它性能。

如表7所示，用作对比样品42的材料的钢34具有比下限1.0％小的低Mn含量。尽管在表9所示的优选轧制和冷却条件B下进行轧制，但是这在轧制时引起破裂，不能评价成品表面粗糙度Ra和其它性能。

如表7所示，用作对比样品43的材料的钢35具有超过2.0％上限的高的Mn含量。另外，在浇铸前的熔融钢中，游离氧含量小于30ppm的下限，Of/S比小于0.005的下限。因此，尽管在表9所示的优选轧制和冷却条件B下进行轧制，但是对比样品43具有在钢线材中的低的硫化物夹杂物的平均宽度、溶解的N含量和压缩测试中200℃与25℃之间的变形阻力差，具有约47.0的差的成品表面粗糙度Ra，表现出比发明样品低劣的切削加工性。

如表7所示，用作对比样品44的材料的钢36具有0.28％的低S含量，小于0.3％的下限。因此尽管在表9所示的优选轧制和冷却条件B下进行轧制，但是得到的对比样品44具有如表8所示的低的Mn×S，其小于0.40％的下限，因此具有低的溶解N含量和压缩测试中200℃与25℃之间的变形阻力差，具有约46.3的差的成品表面粗糙度Ra，表现出比发明样品低劣的切削加工性。

如表7所示，用作对比样品45的材料的钢37具有低的N含量，小于0.007％的下限。因此，尽管得到的钢线材在表9所示的优选轧制和冷却条件B下进行轧制，但是得到的对比样品45具有低的溶解N含量和压缩测试中200℃与25℃之间的变形阻力差，具有约48.2的差的成品表面粗糙度Ra，表现出比发明样品低劣的切削加工性。

如表8所示，用作对比样品46、47和48的材料的钢38、39和40的浇铸前的熔融钢中具有分别超过上限的游离氧和Of/S。因此，尽管在表9所示的优选轧制和冷却条件B下进行轧制，但是得到的对比样品46、47和48具有低的溶解N含量和压缩测试中200℃与25℃之间的变形阻力差，具有约36.8至约48.7的差的成品表面粗糙度Ra，表现出比发明样品低劣的切削加工性。

所有的对比样品都具有本发明规定的133～150范围外的先共析铁素体硬度HV，然而发明样品具有规定范围内的先共析铁素体硬度。因此，先共析铁素体硬度的规定(要求)符合或满意地与200℃与25℃之间的变形阻力差的规定相一致。这些结果表明了本发明的要求的关键意义。

表7

表8(续表7)

表9

工业应用性

如上述，本发明提供一种低碳再硫化易切削钢产品及其适宜的制备方法，即使不加毒性Pb或例如Bi或Te等特定元素，也具有优异的以成品表面粗糙度为代表的切削加工性。本发明的钢产品典型地用于需要优异的切削加工性和大量地切割生产的例如螺丝和螺纹接头等小零件。

Claims (6)

1.一种成品表面粗糙度优异的低碳再硫化易切削钢产品，以质量百分比为基础，它包含：

C：0.02％～0.12％；

Si：0.01％或低于0.01％；

Mn：1.0％～2.0％；

P：0.05％～0.20％；

S：0.30％～0.60％；

N：0.007％～0.03％；

平衡量是Fe和不可避免的杂质，

Mn和S的含量满足下列条件：0.45≤Mn*S≤1.2和Mn/S≥3.0，并且所述钢产品具有铁素体-珠光体结构作为其金相结构，其中所述钢产品中硫化物夹杂物的平均宽度为2.8*(log d)或大于2.8*(log d)，式中d是所述钢产品的直径，并且所述金相结构中先共析铁素体具有133～150的硬度HV，其中所述平均宽度的单位为μm，并且所述直径的单位为mm。

2.一种成品表面粗糙度优异的低碳再硫化易切削钢产品，以质量百分比为基础，它包含：

C：0.02％～0.12％；

Si：0.01％或低于0.01％；

Mn：1.0％～2.0％；

P：0.05％～0.20％；

S：0.30％～0.60％；

N：0.007％～0.03％；

平衡量是Fe和不可避免的杂质，

Mn和S的含量满足下列条件：0.45≤Mn*S≤1.2和Mn/S≥3.0，并且所述钢产品具有铁素体-珠光体结构作为其金相结构，其中所述钢产品中硫化物夹杂物的平均宽度为2.8*(log d)或大于2.8*(log d)，式中d是所述钢产品的直径，并且在0.3的应变时在200℃与25℃之间的变形阻力之差为110MPa或更高且为200MPa或更低，所述变形阻力是在压缩试验中在0.3mm/分钟的变形速率下测定，其中所述平均宽度的单位为μm，并且所述直径的单位为mm。

3.如权利要求1和2中之一所述的成品表面粗糙度优异的低碳再硫化易切削钢产品，其中所述钢产品含有70ppm或大于70ppm的溶解的氮，其中所述的ppm是以质量为基础的。

4.如权利要求1或2项所述的成品表面粗糙度优异的低碳再硫化易切削钢产品，其中以质量百分比为基础，Cr含量不大于0.04％，并且Ti、Nb、V、Al和Zr的总含量不大于0.020％。

5.如权利要求1或2所述的成品表面粗糙度优异的低碳再硫化易切削钢产品，所述钢产品还包含以质量百分比为基础，大于0.30％且等于或小于1.0％的Cu和大于0.20％且等于或小于1.0％的Ni中的一种或两种。

6.一种制备成品表面粗糙度优异的低碳再硫化易切削钢产品的方法，所述方法包括如下步骤：浇铸具有权利要求1～5中任一项所限定的组成的钢；以及，在所述浇铸步骤前，控制游离氧Of的含量为30ppm或更高且小于100ppm，以及控制Of与S的比Of/S在0.005～0.030的范围内，所述Of和S包含在浇铸前的熔融钢中，其中所述的ppm是以质量为基础的。

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