CN101573463A

CN101573463A - 制造性优良的易切削钢

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Publication number: CN101573463A
Application number: CNA2007800382841A
Authority: CN
Inventors: 桥村雅之; 水野淳; 宫本健一郎; 青木淳; 伊藤诚司
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2006-11-28
Filing date: 2007-11-27
Publication date: 2009-11-04
Also published as: TWI363804B; AU2007326255B2; EP2096186A4; BRPI0719310B1; US20100054984A1; AU2007326255A1; KR20090055648A; JPWO2008066194A1; BRPI0719310A2; JP5212111B2; TW200840875A; EP2096186B1; EP2096186A1; WO2008066194A1; KR101118852B1

Abstract

本发明提供一种易切削钢，其切削性优良，连续铸造用滑动水口的耐火材料板的熔损小，热轧中的延性好，能够防止热轧带来的表面性状的劣化，其特征在于：以质量％计含有C：0.005～0.2％、Si：0.001～0.5％、Mn：0.3～3.0％、P：0.001～0.2％、S：0.30～0.60％、B：0.0003～0.015％、O：0.005～0.012％、Ca：0.0001～0.0010％、Al≤0.01％，N含量满足N≥0.0020％、且满足1.3×B－0.0100≤N≤1.3×B+0.0034，剩余部分包含Fe及不可避免的杂质，而且关于钢中的MnO，在与钢材的轧制方向成直角的断面上，当量圆直径为0.5μm以上的MnO的面积相对于全部Mn系夹杂物的面积为15％以下。

Description

制造性优良的易切削钢

技术领域

本发明涉及汽车及普通机械等中所用的、相对于强度特性更要求切削性的低碳易切削钢，特别涉及切削时的工具寿命和精加工面光洁度及切屑处理性等切削性优良，而且连续铸造用滑动水口的耐火材料板的熔损小，热轧中具有良好的延性的制造性优良的易切削钢。

背景技术

普通机械及汽车通过组装多种部件来制造，从要求精度和制造效率的角度考虑，这些部件多通过切削工序来制造。在此种情况下，要求降低成本和提高生产效率，还要求钢材提高切削性。尤其通过重视切削性而发明了低碳硫易切削钢SUM23及低碳硫铅复合易切削钢SUM24L。以前为了提高切削性，已知添加S、Pb等能够提高切削性的元素是有效的。可是，有时用户因Pb成为环境负荷而避免使用，从而发展方向是降低其使用量。

以前在不添加Pb的情况下，采用的方法是：通过形成以MnS为主成分的硫化物之类的在切削环境下成为软质的夹杂物来提高切削性。可是，在低碳硫铅复合易切削钢SUM24L中添加有与低碳硫易切削钢SUM23同量的S，因此需要添加比以往更多的S。可是，如果添加大量的S，只通过单一地使以MnS为主成分的硫化物粗大化，则对于提高切削性不是有效的，而且也不能使基体充分变脆，从而产生的问题是：伴随着构成刀尖的脱落及切屑分离现象的精加工面光洁度的劣化，以及因切屑不能充分分断而产生的切屑处理性不良。而且在轧制、锻造等生产工序中，以粗大MnS为主成分的硫化物成为破坏的起点，多发生轧制缺陷等制造上的问题，因此光增加S量是有界限的。此外，S以外的可提高切削性的元素Te、Bi、P、N等的添加也能某种程度地提高切削性，但由于在轧制及热锻造时引起裂纹及表面缺陷的发生等表面性状的劣化，因此认为最好尽量少添加，从而不能兼顾切削性和制造性。

在特开平11-222646号公报中提出了一种方法，其通过使单独的20μm以上的硫化物、或多个硫化物大致串联状连接的长度为20μm以上的硫化物群在轧制方向断面1mm²的视场内存在30个以上来提高切屑处理性。可是，事实上有关对切屑性最有效的亚μm级的硫化物的分散，包括制造方法都未谈到，此外也不能期待其成分体系。

以前也有将硫化物以外的夹杂物用于提高切削性的例子，例如特开平9-17840号公报、特开2001-329335号公报、特开2002-3991号公报、特开2000-178683号公报涉及采用BN来提高切屑性的技术。可是，它们的意图不是提高精加工面光洁度，在特开平9-17840号公报、特开2001-329335号公报、特开2000-178683号公报中是以提高工具寿命为目的，在特开2002-3991号公报中是以提高切屑处理性为目的。如果采用其中公开的实施例范围的化学成分，在精加工面光洁度提高方面不能得到良好的效果。具体地说，只要不能形成由BN在钢中的微细分散产生的基体的均质化，就不能得到提高精加工面光洁度的效果，但在上述专利文献中都未介绍其技术。

特开2004-176176号公报中公开的技术也是要将BN用于提高切屑性的例子，是考虑到与N添加量的平衡的例子。可是在该技术中，关于能完全抑制轧制缺陷的发生、并且能确保相反的性质即切削性的钢材化学成分的平衡，或关于抑制成为与氧的亲和性高的B的氧化物的量、增加使其以BN析出的量的方法都未提到。

特开平5-345951号公报中所述的技术是，为了提高切削性，通过提高钢中的氧浓度使MnS大型化。可是在该技术中，关于提高氧浓度造成的MnS减少和与之相伴随的切削性的下降一点也没有谈及，而且有关耐火材料熔损及表面缺陷增加等显著的制造性劣化的防止对策也未触及。

此外，在特开2001-329335号公报中，还提出了为提高高温延性而对BN的晶界析出形成的晶界脆化进行抑制，并且为应用固溶B的防止晶界脆化的作用而限制N添加量的技术。可是由于只单一地降低N量，因此没有充分顾及到BT加热～加工温度区的固溶N量的控制，结果防止表面缺陷所需的固溶N量的减少并不充分。此外，由于控制在比化学计量组成低的N量，因而提高精加工面光洁度所需的BN量不足，而且也没有为补偿BN量而谋求利用其它技术来补全，因此不能得到良好的精加工面光洁度。

此外，在特开2004-27297号公报中提出了为降低表面缺陷而控制钢中氧量的技术。可是对于钢中氧量的控制方法一点也未提及，在未脱氧的低碳易切削钢中，如果没有特别的控制，则不可能控制钢中氧量而防止表面缺陷发生。

在低碳易切削钢中，以前也有为提高切削性而添加Ca的例子。例如在特开2000-160284号公报中，没有记述提高切削性的具体的效果，并且Ca添加量的范围也宽，也没有记载提高切削性的有效添加量。

此外，在用连续铸造法制造添加B的低碳易切削钢时，存在滑动水口的耐火材料板容易熔损的问题，但还未发现解决此问题的先行文献。

发明内容

本发明涉及一种可用于汽车及普通机械等中的低碳易切削钢，尤其提供一种切削时的工具寿命、精加工面光洁度及切屑处理性等切削性优良的，而且连续铸造用滑动水口的耐火材料板的熔损小，热轧中的延性好，热轧带来的表面性状的劣化得以防止的易切削钢。

切削是分离切屑的破坏现象，促进切削是一个重点。但是如上所述，光单纯地增加S量存在界限。此外，为了兼顾切削性和制造性，也需要考虑可提高切削性的元素的量。

于是，本发明人获得了以下的见解：为了提高高温延性而对轧制温度区的固溶N量进行控制，而且为了在进行切削的室温下得到切削性所需的BN而控制所需的B量和N量之比，便能够兼顾高温延性和切削性。这里所谓的固溶N，是指从总N量中减去化合物N量的量，所谓化合物N量，表示实质上成为BN的N量。该固溶N因在轧制温度区800～1100℃的加热中BN固溶而大量生成。为了减少表面缺陷的发生量，进行良好的轧制，必须降低该温度区的固溶N量。

再者，还获得了如下的见解：为了提高在钢水中容易以氧化物消耗的Mn的作为MnS的利用率、及B的作为BN的利用率，从而提高切削性及高温延性，而且对切削性的提高和连续铸造用滑动水口的耐火材料板的熔损进行抑制，需要降低钢中的MnO生成量。

本发明是基于以上的见解而完成的，其要旨如以下所示。

(1)一种制造性优良的易切削钢，其特征在于：以质量％计含有C：0.005～0.2％、Si：0.001～0.5％、Mn：0.3～3.0％、P：0.001～0.2％、S：0.30～0.60％、B：0.0003～0.015％、O：0.005～0.012％、Ca：0.0001～0.0010％、Al≤0.01％，N含量满足N≥0.0020％、且满足1.3×B-0.0100≤N≤1.3×B+0.0034，剩余部分包含Fe及不可避免的杂质，而且关于钢中的MnO，在与钢材的轧制方向成直角的断面上，当量圆直径为0.5μm以上的MnO的面积相对于全部Mn系夹杂物的面积为15％以下。

(2)根据上述(1)所述的制造性优良的易切削钢，其特征在于：关于以MnS为主成分的硫化物，在与钢材的轧制方向成直角的断面上，当量圆直径为0.1～0.5μm的硫化物的存在密度为10000个/mm²以上。

(3)根据上述(1)～(5)中的任一项所述的制造性优良的易切削钢，其特征在于：以质量％计，进一步含有V：0.05～1.0％、Nb：0.005～0.2％、Cr：0.01～2.0％、Mo：0.05～1.0％、W：0.05～1.0％、Ni：0.05～2.0％、Cu：0.01～2.0％、Sn：0.005～2.0％、Zn：0.0005～0.5％、Ti：0.0005～0.1％、Zr：0.0005～0.1％、Mg：0.0003～0.005％、Te：0.0003～0.2％、Bi：0.005～0.5％、Pb：0.005～0.5％中的1种或2种以上。

附图说明

图1是表示切入式切削试验方法的示意图，(a)是鸟瞰图，(b)是俯视图。

图2是表示纵向旋切试验方法和精加工面光洁度的良否的示意图，(a)是俯视图，(b)是精加工面(进给刀具痕迹)的放大图。

图3是表示利用EPMA的MnO测定例的光学显微镜照片。

图4是本发明例的以MnS为主成分的硫化物的照片，(a)是TEM复型照片，(b)是光学显微镜照片。

图5是比较例的以MnS为主成分的硫化物的照片，(a)是TEM复型照片，(b)是光学显微镜照片。

图6是以800个切削后的纵向旋切中的精加工面光洁度表示MnO带来的切削性的变化的图示。

图7是表示发明例和比较例中的纵向旋切中的精加工面光洁度-高温延性平衡的图示。

图8是铸坯厚度的1/4的深度位置的说明图。

具体实施方式

本发明即使在相对于强度特性更要求切削性的低碳易切削钢中不添加Pb，通过添加B并使BN析出也能提高切削性，关于钢的成分组成，特别是通过以满足适当的关系的方式添加B和N，可提高切削性和热轧时的延性，而且通过降低钢中的MnO，可提高切削性和连续铸造中的注入量控制用耐火材料的寿命，由此完成发明。另外，本发明是通过微细分散钢中的MnS系夹杂物来提高切削性。以下对本发明中设定的成分组成和其限定理由进行说明。

[C]0.005～0.2％

C关系到钢材的基本强度和钢中的氧量，因此对切削性的影响较大。如果通过多添加C来提高强度，则使切削性降低，因此将其上限设定为0.2％。另一方面，如果单纯地通过吹炼使C量过于降低，则不仅成本增加，而且因不能进行利用C的脱氧而在钢中残留大量氧，成为针孔等不良情况的原因。因此将能够容易防止针孔等不良情况的C量0.005％设定为下限。

[Si]0.001～0.5％

Si的过度添加产生硬质氧化物，使切削性降低，但适度的添加可使氧化物软质化，不会使切削性降低。其上限为0.5％，如果高于0.5％，则产生硬质氧化物。如果低于0.001％，则难以进行氧化物的软质化，而且工业上也需要成本。

[Mn]0.3～3.0％

Mn对于使钢中硫以MnS的形式固定和分散是必要的。此外对于使钢中氧化物软质化、使氧化物无害化也是必要的。其效果依赖于添加的S量，但如果低于0.3％，则不能以MnS充分固定添加S而产生表面缺陷，因S成为FeS而变脆。如果Mn量增加，则原材料的硬度增大，切削性及冷加工性下降，因此将3.0％设定为上限。

[P]0.001～0.2％

P在钢中使基体的硬度增大，不仅冷加工性降低，而且热加工性及铸造特性也降低，因此必须将其上限设定为0.2％。另一方面，因是对于提高切削性有效的元素，因而将其下限值设定为0.001％。

[S]0.30～0.60％

S与Mn结合而作为以MnS为主成分的硫化物存在。以MnS为主成分的硫化物可提高切削性，但以延伸的MnS为主成分的硫化物是产生锻造时的各向异性的原因之一。应避免以大的MnS为主成分的硫化物，但从提高切削性的角度考虑，优选多添加。因此，优选使以MnS为主成分的硫化物微细分散。为了提高不添加Pb时的切削性，需要添加0.30％以上。另一方面，如果S添加量过多，则不仅不能避免以粗大的MnS为主成分的硫化物的生成，而且因FeS等造成的铸造特性及热变形特性的劣化而在制造中发生裂纹。因此将上限设定为0.60％。

[B]0.0003～0.015％

B如果以BN析出，则对于提高切削性具有效果。尤其通过与以MnS为主成分的硫化物复合析出并微细地分散在基体中，其效果更为显著。如果低于0.0003％，则上述效果不明显，但如果添加超过0.015％，则钢水中与耐火材料的反应变得激烈，铸造时耐火材料的熔损增大，从而严重损害制造性。因此，将其范围设定为0.0003％～0.015％。

B由于容易形成氧化物，因此，如果钢水中的溶解O较高，则作为氧化物而被消耗，有时对于提高切削性有效的BN量降低。通过在利用添加Ca使溶解氧(自由氧)某种程度降低后添加B，可提高实质上成为BN的B量的利用率，这对于提高切削性是有效的。

[O]0.005～0.012％

O在不成为氧化物而单独存在的情况下，在冷却时成为气泡，成为产生针孔的原因。有时因硬质氧化物的生成而成为切削性的劣化及表面缺陷的原因，因而需要进行控制。另外，有时在钢水中作为氧化物而使为提高切削性而添加的Mn、B被消耗掉，从而使成为MnS的Mn量及成为BN的B量减少，将使切削性受到影响。如果低于0.005％，则因生成以称之为Sims II型的形态的MnS为主成分的硫化物而使切削性劣化。而且容易在钢水中产生脱硫反应，不能稳定地添加S。因此，将0.005％设定为下限。如果O量超过0.012％，则容易在钢水中生成Mn、B的氧化物，实质上成为MnS的Mn及成为BN的B减少，从而使切削性劣化，而且大量生成硬质氧化物，从而使表面缺陷发生量增大。另外，耐火材料熔损也严重，因此将0.012％设定为上限。为了控制O必须添加Ca。

[Ca]0.0001～0.0010％

Ca是脱氧元素，能够控制钢材中的溶解氧(自由氧)量，能够使容易形成氧化物的Mn、B的利用率稳定，并且能够控制硬质氧化物的生成。此外，只要是微量，就有生成软质氧化物，提高切削性的作用。如果低于0.0001％，则其效果全无，如果超过0.0010％，则因生成大量的软质氧化物而以凹凸附着在工具刀刃上，因此，不仅精加工面光洁度极为变差，而且还生成大量的硬质的氧化物，进而也使切削性及高温延性降低。因此将成分范围设定为0.0001～0.0010％。

[Al]Al≤0.01％

Al是脱氧元素，在钢中生成Al₂O₃及AlN。可是由于Al₂O₃是硬质的，因而成为损伤工具的原因，促进磨损。此外因形成AlN而使用于形成BN的N减少，从而使切削性降低。因此将其设定为不会大量生成Al₂O₃及AlN的0.01％以下。

[含有满足N≥0.0020％、且满足1.3×B-0.0100≤N≤1.3×B+0.0034的N]

N与B结合生成BN而提高切削性。BN是提高切削性的夹杂物，通过使其微细地高密度分散可显著提高切削性。以质量比计按B∶N＝10.8∶14(＝1∶1.3)的化学计量比，B和N不多不少地化合，则形成BN。BN对钢具有溶解度，伴随着钢材温度上升溶解度提高，固溶N量增加。当在轧制温度区(800～1100℃)固溶的N量大时，由于成为轧制缺陷的原因，因此需要按一定量以下的固溶N量进行控制，必须与B添加量一并地控制添加到钢材中的N量。因此，如果N量的上限相对于与B不多不少地结合的N量(1.3×B)超过+0.0034％，则轧制缺陷的发生变得明显，因此将其设定为1.3×B+0.0034以下。另一方面，在添加的N量过少时，BN生成量减少。如果相对于B量的N量的下限相对于与B不多不少地结合的N量(1.3×B)低于-0.0100％，则得不到提高切削性所需的BN量，因此设定为1.3×B-0.0100以上。此外，如果N量低于0.0020％，则N的绝对量不足，在钢中扩散到有B存在的地方的距离加大，因此即使是化学计量比的N添加量也不能生成足够的BN。因而需要确保0.0020％以上。由此得出，为兼顾制造性和切削性，必须使N含量满足N≥0.0020％、且满足1.3×B-0.0100≤N≤1.3×B+0.0034。

[MnO]当量圆直径为0.5μm以上的MnO的面积相对于全部Mn系夹杂物的面积为15％以下

Mn是与氧的亲和力强的元素，在钢水中存在一定量的溶解氧(自由氧)的情况下，MnO的形成是不可避免的。MnO是熔点比较低且软质的夹杂物，其本身不会作为Al₂O₃之类的硬质夹杂物而引起明显的工具磨损等切削性劣化。可是如果MnO增加，则形成MnS的Mn量减少，MnS的微细分散受阻，因而切削性劣化。再者，在生成大量的MnO的环境下，钢中的溶解氧(自由氧)达到高浓度，因此B氧化物的生成量也增加，从而生成BN的B的量减少，以致使切削性更加劣化。此外因形成MnS的Mn减少，从而不能在高温下固定S，因此生成较多的FeS，从而使高温延性劣化。

再者，钢水中的MnO造成的连续铸造用滑动水口的耐火材料板的熔损变得严重，从而使制造性显著劣化。如果在与钢材的轧制方向成直角的断面上，当量圆直径为0.5μm以上的钢中MnO的面积在全部Mn系夹杂物的面积中超过15％，则切削性及制造性的劣化变得显著，因此为了得到良好的切削性及制造性，钢中的MnO在全部Mn系夹杂物中必须在15％以下。

如果MnO的当量圆直径在0.5μm以下，则其面积比率就非常小，因此MnO中消耗的Mn量也很小，因而对MnS生成量没有大的影响。所以将圆当量直径规定在0.5μm以上。

下面，对本发明中所说的MnO的鉴定、及面积的测定方法进行说明。

MnO通常除了以MnO单独存在以外，有的也与其它氧化物结合而存在，但在本发明中，将用以下的方法测出的物质鉴定为MnO，并求出面积。

图3中示出了利用EPMA的MnO的测定例子。从与钢材的轧制方向成直角的断面的直径的1/4的深度位置切取，并埋入树脂中进行研磨而制成试片，采用电子探针显微分析(EPMA)，对该试片就200μm×200μm的1个视场进行20个视场以上的测定。钢材的基体12中的MnO13以包含在以MnS为主成分的硫化物14中的状态而存在，因此在采用EPMA的元素面分析中将Mn和O重合的部分作为MnO，并求出其面积。

所谓全部Mn系夹杂物，是在钢中与Mn化合的全部夹杂物的总称，是以后述的以MnS为主成分的硫化物、MnO单独的氧化物、及MnO和其它氧化物结合而成的氧化物等全部为对象。在采用EPMA的元素面分析中也能固定全部Mn系夹杂物，进行面积测定，因而可求出上述测定的MnO的面积与该测定的全部Mn系夹杂物的面积的比率。

为了降低MnO的生成量，可通过降低LF前的钢水中的溶解氧(自由氧)浓度来实现。优选将该溶解氧(自由氧)浓度设定在200ppm以下。但是，如果过分降低，则在金属/熔渣间进行脱硫反应，难以确保用于维持切削性的钢中的S，因此必须充分注意，优选设定在150ppm以上。作为溶解氧(自由氧)的控制方法，在LF处理前预先进行脱氧是有效的。对于自由氧的控制，Ca的添加是必须的，但除此以外，单独或复合添加Si、Al、Ti、Zr、Mg等也是有效的。

[以MnS为主成分的硫化物分散]当量圆直径为0.1～0.5μm的存在密度为10000个/mm²以上

以MnS为主成分的硫化物是可提高切削性的夹杂物，通过使其微细地高密度分散可显著提高切削性。尤其在采用如纵向旋切那样一边在精加工面形成称之为进给刀具痕迹的螺纹牙一边进行旋切的切削方法的情况下，挤裂的有无对螺纹牙的高低即精加工面光洁度有大的影响，但是通过使以微细高密度分散的MnS为主成分的硫化物在钢中均质化，可使钢材的断裂性良好，从而能够使挤裂降低，提高精加工面光洁度。对于OA设备的旋转轴之类的通过纵向旋切进行切削的部件的精加工面光洁度的提高更加有效。为了发挥其效果，需要10000个/mm²以上的存在密度，其尺寸必须是按圆当量直径为0.1～0.5μm。通常用光学显微镜观察以MnS为主成分的硫化物的分布，并测定其尺寸、密度。以该尺寸的MnS为主成分的硫化物在用光学显微镜的观察中是不能确认的，只有用透射电子显微镜(TEM)才能观察。是以即使在用光学显微镜观察的尺寸、密度中没有差别，在TEM观察中也可发现明显的差别的尺寸的MnS为主成分的硫化物，在本发明中通过对其进行控制，使存在形态数值化，可谋求与现有技术的差别化。为了使以超过该尺寸的MnS为主成分的硫化物以10000个/mm²以上的密度存在，需要添加超出实施方式范围的较多的S，但如果多添加S，以粗大MnS为主成分的硫化物也较多存在的几率提高，热轧时的表面缺陷的发生增加。如果按实施方式范围的S添加量而使以MnS为主成分的硫化物超过该尺寸，则以MnS为主成分的硫化物的量不足，不能维持提高精加工面光洁度所需的密度。此外，最小直径低于0.1μm的硫化物实质上不影响切削性。因此，将以当量圆直径为0.1～0.5μm的MnS为主成分的硫化物的存在密度设定为10000个/mm²以上。以MnS为主成分的该硫化物因成为难以在基体中均匀微细分散的BN的析出核，而使BN均匀微细分散，从而能够使BN的切削性、特别是精加工面光洁度的提高效果更加显著。

再有，所谓以MnS为主成分的硫化物，不仅包含纯粹的MnS，还包含以下夹杂物的硫化物，是可总称Mn硫化物系夹杂物的硫化物。该夹杂物包括：Fe、Ca、Ti、Zr、Mg、REM等的硫化物与MnS固溶或结合而共存的夹杂物；或如MnTe那样使S以外的元素与Mn形成化合物，然后与MnS固溶结合而共存的夹杂物；或以氧化物为核析出的上述夹杂物，即在化学式中，可作为(Mn、X)(S、Y)(式中，X:Mn以外的硫化物形成元素、Y:S以外与Mn结合的元素)表示的夹杂物。

为了得到以MnS为主成分的硫化物的尺寸、密度，如果将含有的Mn和S之比Mn/S设定为1.2～2.8，则更加有效。

为了更有效地生成以微细MnS为主成分的硫化物，最好对凝固冷却速度范围进行控制。如果冷却速度低于10℃/min，则凝固过慢，以结晶的MnS为主成分的硫化物粗大化，变得不能微细分散，如果冷却速度超过100℃/min，则以生成的微细MnS为主成分的硫化物的密度达到饱和，钢坯的硬度上升，发生裂纹的危险增加。因此，铸造时的冷却速度最好为10～100℃/min。为了得到该冷却速度，通过将铸模断面的尺寸、浇铸速度等控制在适当的值，是容易达到的。此方法在连续铸造法、铸锭法中都适用。

此处所说的凝固冷却速度，如图8所示，指的是在按箭头所示的铸造方向15铸造的铸坯16的横断面17上，从铸坯的厚度(L)的1/4的深度位置18(参照图8(b))中的液相线温度冷却到固相线温度时的速度。冷却速度可利用以下公式通过计算从凝固后的铸坯厚度方向凝固组织的2次枝晶臂间距求出。

R_{C} = {(\frac{λ 2}{770})}^{- \frac{1}{0.41}}

式中，Rc：冷却速度(℃/min)、λ2：2次枝晶臂间距(μm)

也就是说，由于2次枝晶臂间距因冷却条件而变化，所以通过测定2次枝晶臂间距确认了控制的冷却速度。

接着，对任意添加选择元素的规定理由进行说明。

[钢材强化元素]

[V]0.05～1.0％

V能够形成碳氮化物，通过二次析出硬化使钢得以强化。如果低于0.05％，则对于高强度化没有效果，如果添加超过1.0％，则析出许多碳氮化物，反而有损机械性质，因此将其设定为上限。

[Nb]0.005～0.2％

Nb也能够形成碳氮化物，通过二次析出硬化使钢得以强化。如果低于0.005％，则对于高强度化没有效果，如果添加超过0.2％，则析出许多碳氮化物，反而有损机械性质，因此将其设定为上限。

[Cr]0.01～2.0％

Cr是可提高淬火性、赋予抗回火软化性的元素。因此被添加到要求高强度化的钢中。在此种情况下，需要添加0.01％以上。可是如果添加较多，则生成Cr碳化物而使其脆化，因此将2.0％设定为上限。

[Mo]0.05～1.0％

Mo是赋予抗回火软化性，同时提高淬火性的元素。如果低于0.05％，则不能发现其效果，即使添加超过1.0％，其效果也达到饱和，因此将0.05～1.0％设定为添加范围。

[W]0.05～1.0％

W能够形成碳氮化物，通过二次析出硬化使钢得以强化。如果低于0.05％，则对于高强度化没有效果，如果添加超过1.0％，则析出许多碳氮化物，反而有损机械性质，因此将其设定为上限。

[Ni]0.05～2.0％

Ni可强化铁素体、提高延性，同时对于提高淬火性、耐蚀性也有效。如果低于0.05％，则不能发现其效果，即使添加超过2.0％，在机械性能上其效果也达到饱和，因此将其设定为上限。

[Cu]0.01～2.0％

Cu可强化铁素体，对于提高淬火性、耐蚀性也有效。如果低于0.01％，则不能发现其效果，即使添加超过2.0％，在机械性能上其效果也达到饱和，因此将其设定为上限。尤其使高温延性降低，容易成为轧制时的表面缺陷的原因，因此优选与Ni同时添加。

[因脆化而提高切削性的元素]

[Sn]0.005～2.0％

Sn使铁素体脆化，延长工具寿命，而且对于提高表面光洁度也有效。如果低于0.005％，则不能发现其效果，即使添加超过2.0％，其效果也达到饱和，因此将其设定为上限。

[Zn]0.0005～0.5％

Zn使铁素体脆化，延长工具寿命，而且对于提高表面光洁度也有效。如果低于0.0005％，则不能发现其效果，即使添加超过0.5％，其效果也达到饱和，因此将其设定为上限。

[通过脱氧调整提高切削性的元素]

[Ti]0.0005～0.1％

Ti是脱氧元素，能够控制钢中的氧量，能够使容易形成氧化物的Mn、B的利用率稳定。此外，只要存在微量就具有生成软质氧化物、提高切削性的作用。如果低于0.0005％，则其效果全无，如果在0.1％以上，则生成大量的硬质氧化物，而且不形成氧化物而固溶的Ti与N化合形成硬质的TiN，使切削性降低。因此，将成分范围规定为0.0005～0.1％。Ti因形成TiN而消耗形成BN所需的N。因此Ti添加量优选在0.01％以下。

[Zr]0.0005～0.1％

Zr是脱氧元素，能够控制钢中的氧量，能够使容易形成氧化物的Mn、B的利用率稳定。此外，只要存在微量就具有生成软质氧化物、提高切削性的作用。如果低于0.0005％，则其效果全无，如果在0.1％以上，则因生成大量的软质氧化物而以凹凸附着在工具刀刃上，因此，不仅精加工面光洁度极为变差，而且还生成大量的硬质氧化物，进而也使切削性降低。因此，将成分范围规定为0.0005～0.1％。

[Mg]0.0003～0.005％

Mg是脱氧元素，能够控制钢中的氧量，能够使容易形成氧化物的Mn、B的利用率稳定。此外，只要存在微量就具有生成软质氧化物、提高切削性的作用。如果低于0.0003％，则其效果全无，如果在0.005％以上，则生成大量的软质氧化物而以凹凸附着在工具刀刃上，因此，不仅精加工面光洁度极为变差，而且还生成大量的硬质氧化物，进而也使切削性降低。因此，将成分范围规定为0.0003～0.005％。

[通过硫化物形态控制及工具-钢材间的润滑提高切削性的元素]

[Te]0.0003～0.2％

Te是提高切削性的元素。此外，具有生成MnTe、或通过与MnS共存使MnS的变形能降低、控制MnS形状的延伸的作用。因此，对于降低各向异性是有效的元素。如果低于0.0003％，则不能发现此效果，如果超过0.2％，不仅其效果达到饱和，而且还使高温延性降低，容易成为表面缺陷的原因。

[Bi]0.005～0.5％

Bi是提高切削性的元素。如果低于0.005％，则不能发现其效果，即使添加超过0.5％，不仅提高切削性的效果达到饱和，而且还使高温延性降低，容易成为表面缺陷的原因。

[Pb]0.005～0.5％

Pb是提高切削性的元素。如果低于0.005％，则不能发现其效果，即使添加超过0.5％，不仅提高切削性的效果达到饱和，而且还使高温延性降低，容易成为表面缺陷的原因。

实施例

下面通过实施例对本发明的效果进行说明。对于表1～4中所示的实施例1～72的发明例的钢，在用270t转炉熔炼后，以4～18℃/min的凝固冷却速度进行铸造。其中，以实施例1～8的实施方式1的钢种、及实施例62～72的实施方式6的钢种的凝固冷却速度为1～7℃/min，以实施例9～61的实施方式2～6的钢种的凝固冷却速度为12～85℃/min分开铸造。对于表5～6中所示的实施例73～102的比较例的钢，在用270t转炉熔炼后，以4～7℃/min的凝固冷却速度进行铸造。发明例、比较例中都是将270t转炉材开坯轧成坯料后轧制成Φ9.5。然后将该Φ9.5mm的轧制材拉伸到Φ8mm，作为试验材。作为高温延性评价用，在轧制前从坯料及180mm方形铸造材上采取拉伸试片。另外，凝固冷却速度的调整通过控制铸模断面的尺寸及浇铸速度来进行。

通过表7中所示条件的钻头穿孔试验、表8中所示条件的切入式切削试验、表9中所示条件的纵向旋切试验等有代表性的3种切削方法评价了材料的切削性。钻头穿孔试验是以可切削到累积孔深1000mm的最高切削速度(即VL1000，单位：m/min)评价切削性的方法。切入式切削试验是利用高速钢的切断工具复制工具形状(构成刀尖形状)，评价精加工面光洁度的方法。图1中示出了该实验方法的概要。在实验中用触针式光洁度测量仪测定了加工了200个槽时的精加工面光洁度。将10处表面光洁度Rz(单位：μm)作为表示精加工面光洁度的指标。纵向旋切试验是用一边将超硬工具1送入纵向方向，一边沿着试片2的钢材外周向切削方向3切入的方法，与切入式切削相同，反复测定工具形状复制中的表面光洁度测定面4的精加工面光洁度而进行评价的方法。图2中示出了该实验方法的概要。该方法是一边使试片2旋转，一边沿着试片2送入(0.05mm/rev)超硬工具1，按预定的切入量6(1mm)进行切削(切削速度为80m/min)，一边在精加工面7上形成称为进给刀具痕迹5的螺纹牙一边进行切削，形成表面光洁度测定面8的切削方法，挤裂造成的劣化9的有无为螺纹牙的高低，成为挤裂面的光洁度(理论光洁度+挤裂)10。也就是说，成为精加工面光洁度，对良好的面的光洁度(理论光洁度)11影响较大(参照图2(b))。如果没有挤裂为，则成为接近理论光洁度的值，但如果发生挤裂，则该部分的光洁度下降(劣化)。通过以微细高密度分散的MnS为主成分的硫化物使钢材均质化，能够降低挤裂，提高精加工面光洁度，因此是能够充分显示以高密度分散的MnS为主成分的硫化物的效果的方法。此外，该方法对于大量切削后的工具磨损带来的工具凹凸的复制造成的精加工面光洁度的良否也能够明确表示，因此在实验中以能够评价工具磨损加深的状态下的切削性的差别的800个切削后的精加工面光洁度进行了评价。用触针式光光洁度测量仪测定了精加工面光洁度，将10处表面光洁度Rz(单位：μm)作为表示精加工面光洁度的指标。关于切屑处理性，将切屑卷曲时的半径小的、或被分断的设定为优，用○表示。将尽管卷绕数多但曲率半径小的、或尽管曲率半径大但切屑长度未达到100mm的设定为良好，用○表示。将切屑以超过20mm的曲率半径连续卷曲3卷以上，且较长延伸的切屑设定为差，用×表示。

关于钢材中的MnO，在与钢材的轧制方向成直角的断面上，当量圆直径为0.5μm以上的MnO的面积比率的测定，是由与Φ8mm拉丝后的轧制和拉丝方向成直角的断面的直径的1/4的深度位置切下，埋入在树脂中研磨，从而制成试片，用电子探针显微分析(EPMA)测定试片。测定对于200μm×200μm的1视场进行20个视场以上，因而作为元素面分析中测定的夹杂物中的MnO面积与全部Mn系夹杂物面积的比率，求出了面积率。由于钢材中的MnO以包含在MnS中的状态存在，因此在采用EPMA的分析中将Mn和O重合的面积作为MnO的面积，识别为MnS。Mn和O的重合可通过图像处理来进行。图3中示出了利用EPMA的MnO测定例。

关于以当量圆直径的最大直径为0.5μm、最小直径为0.1μm的尺寸的MnS为主成分的硫化物密度的测定，通过由与Φ8mm拉丝后的轧制和拉丝方向成直角的断面的直径的1/4的深度位置用浸取复型法取样，用透射电子显微镜来进行。测定按10000倍就80μm²的1视场进行40个视场以上，然后将其换算成以每1mm²的以MnS为主成分的硫化物数并进行计算。

根据1000℃下的高温拉伸试验时的颈缩值评价了高温延性。只要颈缩率在50％以上就能进行良好的轧制，但如果低于80％，则多发生表面缺陷，轧制后的除去表面缺陷的修理面积增大，不能适用于表面性状要求严格的高级品。只要得到80％以上的颈缩值，表面缺陷的发生就能显著降低，不用修理就能使用，可应用于高级品。而且还可削减修理成本。因此在颈缩率为80％以上时将高温延性设定为○，将低于80％时设定为×。

关于连续铸造用滑动水口的耐火材料板的熔损状况，作为连续铸造用滑动水口板的材质，使用MgO-C质(MgO＝87％、Al₂O₃＝10％、C＝3％)，评价了熔损比例。关于熔损比例，是将0.5μm以上的MnO的面积相对于全部Mn系夹杂物的面积为15％时的耐火材料的熔损比例设为1，将各个熔损比例数值化的值。如果熔损比例超过1，则耐火材料熔损严重，因此将熔损比例为1以下时设定为○，将超过1时设定为×，以此进行了评价。实施例1～72的发明例相对于实施例73～102的比较例，钻头工具寿命、和切入式切削及纵向旋切中的精加工面光洁度都良好，且都能得到高温延性为80％以上值和低熔损比例的良好制造性。例如如实施例1～8的发明例，能够根据B、N的采取了平衡的添加量控制N量，并能够在因通过添加Ca控制O量而使MnO面积率降低的情况下，不使切削性劣化地得到高的高温延性值和低的熔损比例。此外，通过B、N的采取了平衡的添加量和低的MnO面积率能够得到非常良好的切削性。如实施例9～18、及56～59，在以微细的MnS为主成分的硫化物密度满足实施方式2的情况下，精加工面光洁度、尤其纵向旋切时的值更好。可知即使在添加了实施例19～55、及60～72的实施方式3～6中的任意添加选择元素的材料中，也得到了良好的精加工面光洁度和制造性。其中，可知在微量添加了作为易切削元素已知的Pb的实施例47、52、60、62～67中、及同样在微量添加了作为易切削元素已知的Te的实施例45、48、50、53、61、68、69中、以及在添加了Pb和Te两元素的实施例55、70～72中，都得到了良好的高温延性和切削性。

与此相对照，比较例由于都以低的凝固冷却速度铸造，因此以微细的MnS为主成分的硫化物密度减小，在切削性、尤其纵向旋切时的精加工面光洁度方面全都显示较差的值，即使对于同水平的以低的凝固冷却速度铸造的实施例1～8的实施方式1的发明例，由于化学成分超出本发明的范围也显示出较差的值。例如，如实施例76的比较例，在MnO面积率高的情况下，因MnS量、BN量的减少精加工面光洁度为较差的值，熔损比例为较大的值。在实施例80的比较例中，MnO面积率满足15％以下，但因S、Ca量超出，使高温延性为较差的值。如实施例81的比较例，在不添加Ca的情况下，不能进行O的控制，因较多生成的MnO及硬质氧化物而使高温延性低于80％，熔损比例值较大，显示较差的制造性。另外，实施例90、91是N量超出下限的比较例，但因固溶B的增加导致硬度增加，而使高温延性显示出较差的值。此外，实施例93是S、N量超出上限的比较例，因固溶N增加使高温延性下降而显示较差的值。实施例102是MnO高的比较例，精加工面光洁度、熔损指数都显示出较差的值。

图4是本发明例的以MnS为主成分的硫化物的照片，(a)是TEM复型照片，(b)是光学显微镜照片。图5是比较例的以MnS为主成分的硫化物的照片，(a)是TEM复型照片，(b)是光学显微镜照片。这样，在发明例和比较例中，在(b)的用光学显微镜的观察中发现以MnS为主成分的硫化物的尺寸、密度没有显著的差别，但在(a)的TEM复型的观察中发现尺寸、密度都有明显的差别。

图6中以800个切削后的纵向旋切中的精加工面光洁度为例示出了根据MnO面积率的切削性的变化。由于大量切削时的工具磨损的加深在MnO面积率＞15％时变得显著，因此受工具磨损造成的凹凸的复制左右的精加工面光洁度的优劣以此处为界明显地显示出来。

图7中示出了发明例和比较例中的纵向旋切时的精加工面光洁度-高温延性平衡。发明例位于精加工面光洁度良好、高温延性也在80％以上的良好的区域。比较例位于精加工面光洁度、高温延性都差的区域，或者即使高温延性良好也是精加工面光洁度差的钢种。

由此可知，取得了B量、N量的平衡，而且控制了MnO量的发明例在制造性及切削性方面都良好。

表7

切削条件	钻头	其它
切削条件	钻头	其它	切削速度 10-200m/min进刀 0.25mm/rev润滑水不溶性切削油	Φ3mmNACHI普通钻头	孔深 9mm工具寿命到折损

表8

切削条件	工具	其它
切削条件	工具	其它	切削速度 80m/min进刀 0.05mm/rev润滑水不溶性切削油	相当SKH51前角15°后角6°	评价时机第200个槽

表9

切削条件	工具	其它
切削条件	工具	其它	切削速度 80m/min进刀 0.05mm/rev切入 1mm润滑水不溶性切削油	相当超硬工具P10类前角10°后角7°	评价时机第800个

根据本发明，能够提供一种易切削钢，其切削时的工具寿命、精加工面光洁度及切屑处理性等切削性优良，而且连续铸造用滑动水口的耐火材料板的熔损小，热轧中的延性良好，制造性优良。

Claims

1、一种制造性优良的易切削钢，其特征在于：以质量％计含有C：0.005～0.2％、Si：0.001～0.5％、Mn：0.3～3.0％、P：0.001～0.2％、S：0.30～0.60％、B：0.0003～0.015％、O：0.005～0.012％、Ca：0.0001～0.0010％、Al≤0.01％，N含量满足N≥0.0020％、且满足1.3×B-0.0100≤N≤1.3×B+0.0034，剩余部分包含Fe及不可避免的杂质，而且关于钢中的MnO，在与钢材的轧制方向成直角的断面上，当量圆直径为0.5μm以上的MnO的面积相对于全部Mn系夹杂物的面积为15％以下。

2、根据权利要求1中所述的制造性优良的易切削钢，其特征在于：关于以MnS为主成分的硫化物，在与钢材的轧制方向成直角的断面上，当量圆直径为0.1～0.5μm的硫化物的存在密度为10000个/mm²以上。

3、根据权利要求1或2所述的制造性优良的易切削钢，其特征在于：以质量％计，进一步含有V：0.05～1.0％、Nb：0.005～0.2％、Cr：0.01～2.0％、Mo：0.05～1.0％、W：0.05～1.0％、Ni：0.05～2.0％、Cu：0.01～2.0％、Sn：0.005～2.0％、Zn：0.0005～0.5％、Ti：0.0005～0.1％、Zr：0.0005～0.1％、Mg：0.0003～0.005％、Te：0.0003～0.2％、Bi：0.005～0.5％、Pb：0.005～0.5％中的1种或2种以上。