JP2002155312A

JP2002155312A - 硫化物系介在物の形態制御方法

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Publication number: JP2002155312A
Application number: JP2001270894A
Authority: JP
Inventors: Koichi Sakamoto; 浩一坂本; Hiroshi Kako; 浩家口; Yosuke Shinto; 陽介新堂; Ikuo Hoshikawa; 郁生星川; Seii Kimura; 世意木村
Original assignee: Kobe Steel Ltd
Current assignee: Kobe Steel Ltd
Priority date: 2000-09-06
Filing date: 2001-09-06
Publication date: 2002-05-31
Anticipated expiration: 2021-09-06
Also published as: JP3740042B2

Abstract

(57)【要約】【課題】快削鋼中の硫化物系介在物の形態を制御し、
機械的特性（特に、横方向衝撃性）と切り屑分断性の両
性質を有する快削鋼を安定して確実に提供する。【解決手段】 Mn及びSを含有し、実質的にAlを含有し
ない溶鋼に、実質的にAlを含有しないMg合金を添加して
操業すると、上記課題は達成され、前記Mg合金を添加し
た後に、実質的にAlを含有しないCa合金を添加して操業
すればより効果的である。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、産業機械や自動
車、電気製品等の部品の様に、切削加工を施すことが予
定されている快削鋼に関し、より具体的には機械的特性
（特に、横方向衝撃性）に優れるとともに切削加工時の
被削性（特に、切り屑分断性）にも優れる快削鋼に関す
るものである。

【０００２】

【従来の技術】近年の切削加工の高速化、自動化の発展
に伴って、機械構造用部品に使用される鋼材の被削性が
重要視されるようになり、被削性を改善した快削鋼の需
要が高まっている。一方では、鋼材の必要強度は厳しく
なりつつあり、この場合鋼材が高強度化するのに反比例
して被削性が劣化傾向を示す。このことから高強度化と
被削性という相反する特性の両方を満足する鋼材が要求
されている。

【０００３】機械的性質及び被削性の両方を満足する機
械構造用快削鋼自体については、これまでにも多くの提
案がなされ、また実用化されている。例えば、快削鋼中
の硫化物や酸化物の形態に注目して提案されたものとし
ては、特開昭59-205453号、同62-23970号、特開2000-87
179号などが、また快削鋼ではないが、鋼中の硫化物や
酸化物に注目して提案されたものとしては特開平7-1888
53号、同7-238342号などがある。

【０００４】特開昭59−205453号には、低炭素イオウ快
削鋼において、S，Te，PbおよびBiの全てを複合添加す
ると共に、長径と短径が夫々ある値以上で、且つ（長径
／短径）比が5以下である様なMnS系介在物が全MnS介在
物の50％以上を占め、更に酸化物介在物中のAl₂O₃の含
有量が15％以下である快削鋼について提案されている。
この快削鋼では、被削性の改善は期待されるものの、大
きいMnS系介在物の短径サイズ（短径が2μm以上）のば
らつきを抑制することが困難で、このため、横方向衝撃
性が必ずしも十分に得られないことが懸念される。

【０００５】特開昭62−23970号には、連続鋳造法によ
る低炭素硫黄-鉛快削鋼で、C，Mn，P，S，Pb，O，Si，A
lなどの各含有量を規定すると共に、MnS系介在物の平均
サイズや酸化物と結合していない硫化物系介在物の割合
を規定することによって、被削性を改善する技術が提案
されている。この快削鋼では、切削時の切削仕上げ面粗
さを著しく向上させる効果が期待できるものの、MnSを
主成分とする硫化物のサイズについては何ら言及されて
おらず、短径サイズのばらつきが大きくなって、横方向
衝撃性が必ずしも十分に得られないことが懸念される。

【０００６】これらの技術は、いずれもPbとSを複合添
加した快削鋼であるが、Pbによる環境汚染の問題がクロ
ーズアップされるに従い、鉄鋼材料においてもPbの使用
が制限される傾向にあり、所謂Pbフリーで被削性を改善
する技術の研究が積極的に進められている。

【０００７】特開2000-87179号には、機械構造用炭素鋼
や機械構造用合金鋼を対象とし、Ca，Mg，REM（希土類
元素）を複合添加することで超硬工具としての耐磨耗性
や切粉処理性に優れた機械構造用鋼が提案されている。
しかし、硫化物系介在物の組成だけしか記載されておら
ず、機械的性質や被削性に重要な影響を与える硫化物系
介在物のサイズや形態については詳細に考慮されていな
い。

【０００８】特開平7-188853号には、C，Si，Mn，Cr，
P，S，T.O（トータルO），を基本成分とし、更にT.Mg
（トータルMg）として0.0015〜0.0350％含有する歯車用
浸炭用鋼が提案されている。当該発明では、鋼材中にMg
を含有させることによってAl₂O ₃がMgO・Al₂O₃あるいはM
gOに改質され、酸化物系介在物（主にアルミナ）のサイ
ズが微細化される共にMnSの延伸性が抑制され、面疲労
強度の向上及び歯曲げ疲労度の向上が期待できるとされ
ている。しかし、横方向衝撃性や被削性を改善すること
については何ら言及されておらない。

【０００９】特開平7-238342号には、上記特開平7-1888
53号に記載の歯車用浸炭用鋼を更に改善する目的で、鋼
材中に含有される酸化物及び硫化物が、個数比として次
式（MgO＋MgO・Al₂O₃）個数／全酸化物個数 ≧0.80 ・・・・ 0.20≦（Mn・Mg）Sの個数／全硫化物個数 ≦0.70 ・・・・を満たす高強度歯車用浸炭用鋼が提案されている。この
鋼では、酸化物と硫化物の個数比を前記式とで規定
することにより、面疲労強度の飛躍的な向上及び歯曲げ
疲労強度の向上が期待できるとされているが、横方向衝
撃性や被削性を改善することについては何ら言及されて
いない。

【００１０】一方、鋼材中の酸化物系介在物、特に、ア
ルミナ（Al₂O₃）系介在物は、タイヤコード等線材の断
線原因、軸受鋼等の棒鋼では転動疲労特性の悪化原因、
さらにDI缶等の薄鋼板では製缶時割れの原因になること
が知られており、この悪影響を軽減するためにアルミナ
系介在物の低減技術が種々検討されてきた。しかし、ア
ルミナ系介在物の除去は技術的に限界に達しつつある。

【００１１】そこで、例えば、特許2140282号には、S
i，Mn，Al，Cを含有する溶鋼にMg合金を添加し、鋼材中
に存在するAl₂O₃の凝集による粗大化を防止・改質する
方法が提案されている。この技術は、溶鋼中のAl₂O₃に
対しMgを添加することでAl₂O₃をMgO・Al₂O₃に改質し、
アルミナ系介在物を微細化し、酸化物の鋼材への悪影響
を解消しようとしている。

【００１２】また、特開平8-225822号には、Al，Sを含
有する溶鋼に、まずCaを添加し、続いてMgを添加するこ
とで、改質後の酸化物組成をCaO-Al₂O₃ 2元系またはCaO
-Al₂O₃-MgO 3元系とすることができ、溶鋼中のアルミナ
系介在物を一層低融点酸化物に改質する方法が提案され
ている。特に、ノズル詰まりの原因となる溶鋼中のAl ₂O
₃やCaSの介在物をCa，Mgの添加で12CaO・7Al₂O₃よりも
さらに低融点の複合酸化物にし、同時にCaSをほとんど
生成させず、ノズル詰まりを防止している。

【００１３】しかし、これらの技術は、Alキルド鋼にお
けるAl₂O₃の凝集・粗大化の防止であるが、Mgを添加す
る前の溶鋼にはAlが含有されているものである。

【００１４】更に、特許2684307号には、Si，Mn，Cを含
有する溶鋼にMg-Al合金を添加する溶鋼中Al₂O₃の高効率
凝集防止方法が提案されている。当該発明では、MgとAl
を同時に添加することで、改質反応を迅速かつ効率的に
進めることができ、その結果Mg添加歩留まりが向上す
る。しかしながら、Mgは気化しやすく、MgとAlを同時に
添加しても、MgはAlと同量ほど溶鋼中には歩留まらな
い。よって、圧倒的にAl ₂O₃が生成しやすく、Alが先に
添加された状態と極めて近い状態となり、微細分散効果
は小さい。

【００１５】S快削鋼におけるこれまでの研究では、上
述した様にMnS等の硫化物系介在物の大きさや形状等の
形態制御によって被削性を改善する研究が主流をなして
いるが、Pb快削鋼に匹敵する被削性を発揮する快削鋼は
実現されていない。また、硫化物系介在物の形態制御に
よって被削性を改善する研究では、鋼材を圧延したり鍛
造する際に母材の塑性変形に伴ってMnS等の硫化物系介
在物が長く変形し、これが原因となって部品の機械的特
性に異方性を生じ、或る方向における衝撃値が低下する
という問題も指摘されている。

【００１６】ところで被削性は、（1）切削抵抗、（2）
工具寿命、（3）仕上げ面粗さ等の項目によって評価さ
れるものであり、従来ではこれらの項目のうち工具寿命
と仕上げ面粗さが重要視されてきたが、近年機械加工の
自動化や無人化が進められる中で、作業効率や安全性の
観点から（4）切り屑分断性も軽視できない重要な課題
となっている。即ち、切り屑分断性は、切削時に切り屑
が短尺に分断されることを評価する特性であるが、この
特性が悪くなると切り屑が螺旋状に長く伸びて切削工具
に絡まる等の障害が生じ、切削の安全操業を阻害する。
従来のPb添加鋼ではこうした切り屑分断性の点において
も、比較的良好な被削性が発揮されていたのであるが、
Pbフリーの鋼材においてこの特性が良好であるものは実
現されていない。

【００１７】

【発明が解決しようとする課題】本発明は、こうした状
況の下でなされたものであって、その目的は、快削鋼中
の硫化物系介在物の形態を制御することによって、機械
的特性（特に、横方向衝撃性）と切り屑分断性の両性質
を有する快削鋼を安定して確実に提供することにある。

【００１８】

【課題を解決するための手段】上記目的を達成し得た本
発明に係る硫化物系介在物の形態制御方法とは、Mn及び
Sを含有し、実質的にAlを含有しない溶鋼に、実質的にA
lを含有しないMg合金を添加する工程を含み操業する点
に要旨を有するものであり、前記Mg合金の所定量を添加
した後に、Alを添加して操業することも好ましい。

【００１９】また、Mn及びSを含有し、実質的にAlを含
有しない溶鋼に、実質的にAlを含有しないMg合金を添加
し、前記Mg合金を添加した後に、実質的にAlを含有しな
いCa合金を添加する様に操業しても本発明の目的は達成
され、さらに前記Ca合金の所定量を添加した後に、Alを
添加して操業することも好ましい。

【００２０】更に、Mn及びSを含有し、実質的にAlを含
有しない溶鋼に、実質的にAlを含有しないMg合金と実質
的にAlを含有しないCa合金を同時に任意回数添加する工
程、もしくは実質的にAlを含有しないMg合金の最初の添
加を実質的にAlを含有しないCa合金の最初の添加より早
い時期とし、その後は任意回数、任意順序で両者を添加
する工程を含む様に操業しても本発明の目的は達成さ
れ、前記Mg合金とCa合金の所定量を添加した後に、Alを
添加して操業することも好ましい。

【００２１】本発明に係る硫化物系介在物の形態制御方
法をより効果的に操業するには、前記溶鋼を、MgOを15
質量％以上含有するスラグで覆うと良い。

【００２２】尚、本発明において、硫化物系介在物の形
態とは、鋼中における硫化物系介在物の分布状態と、該
硫化物系介在物の形状（形態）を指す。

【００２３】

【発明の実施の形態】本発明者らは、上記課題を解決す
べく、「機械的特性及び切り屑分断性」と「快削鋼中の
硫化物系介在物」との関係について様々な角度から検討
した。その結果、快削鋼中のMnS等の硫化物系介在物の
形態を制御すれば、機械的特性（特に、横方向衝撃性）
及び切り屑分断性の両方に優れた快削鋼が得られること
を明らかにした。以下、本発明の作用効果について詳細
に説明する。

【００２４】機械化された切削加工においては、切削時
の切り屑が細かく分断することが被削性の評価項目の一
つとして求められていることは前述した通りである。そ
してこの切り屑の分断は、鋼中に存在する介在物付近へ
の応力の集中が原因となって亀裂が発生して起こること
を本発明者らは確認している。また、介在物が鋼中に細
長く伸びた状態であれば、或る一定方向の切削に対して
は良好な切り屑分断性が得られるものの、切削方向が変
わると急に切り屑分断性が低下するという問題があるこ
とも確認された。一方、球状の介在物の場合には、切削
方向によって被削性が変わるという様な異方性はないも
のの、切り屑分断性は必ずしも良好であるとは言えない
ことも分かった。

【００２５】そこで本発明者らは、快削鋼中のMnS等の
硫化物系介在物の形態を制御する方法を種々検討した。
その結果、硫化物系介在物の晶出核となる酸化物を凝集
しない様に微細に分散させると、該晶出核を中心に硫化
物系介在物が生成（成長）するので、硫化物系介在物は
凝集せず、形態を制御することができることを見出し
た。また、該硫化物系介在物中のMgやCa濃度を高める
と、圧延時に変形し難くなり、展伸することを抑制する
ことができ、機械的性質（特に、横方向衝撃性）及び切
り屑分断性に優れた快削鋼を得ることができた。

【００２６】Alキルド鋼では、硫化物系介在物の晶出核
となる酸化物はAl₂O₃であるが、上述したようにAl₂O₃は
溶鋼中で凝集し、クラスター状になり粗大化することが
知られている。つまり、硫化物系介在物の晶出核となる
酸化物が粗大化していると、硫化物系介在物の形態自体
も粗大化する。

【００２７】そこで、本発明の方法では、Mn及びSを含
有し、実質的にAlを含有しない溶鋼に、実質的にAlを含
有しないMg合金を添加すれば、酸化物系介在物としてMg
Oが生成し、該MgOが硫化物系介在物の晶出核となる。Mg
OはAl₂O₃よりも凝集・クラスター化しにくい為、酸化物
系介在物は微細に分散し、よって硫化物系介在物は粗大
化しない。

【００２８】また、MgOが多数分散している溶鋼を冷却
すると、（1）MgOを核としてMgSが晶出し、さらに冷却
すると、これを核にMnSが晶出する。或は、（2）MgOを
核としてMgSとMnSが同時に晶出する。つまり、硫化物系
介在物中にはMgを多く含有することになり、該介在物は
変形し難くなるので、圧延時においても展伸し難くな
り、機械的性質（特に、横方向衝撃性）及び切り屑分断
性の両性質を有する快削鋼を得ることができる。

【００２９】尚、Al₂O₃は溶鋼中で凝集し、クラスター
状となり、粗大化することは上述した通りである。これ
は溶鋼とAl₂O₃の濡れ性が非常に悪いことに起因する。
これに対して、溶鋼とMgOの濡れ性は良好である為、Al₂
O₃の場合と異なり、MgOはクラスター化することはな
い。このことは、MgOの方がAl₂O₃よりも、溶鋼との界面
エネルギーが小さいことによる。例えば、特許2684307
号には、Mgを添加し、溶鋼中のAl₂O₃をMgO・Al₂O₃に改
質する方法が提案されており、更に、該MgO・Al₂O ₃はMg
Oにまで変化することもある。MgO・Al₂O₃やMgOは溶鋼と
の界面エネルギーが小さいので、そのサイズは微細であ
り、クラスター化もしづらい。しかしながら、溶鋼にMg
を添加し、Al₂O₃をMgO・Al₂O₃に改質する前にAl₂O₃同士
が既に凝集し粗大化していると、硫化物系介在物も粗大
化してしまう。

【００３０】一方、本発明の様に、Mn及びSを含有し、
実質的にAlを含有しない溶鋼に、実質的にAlを含有しな
いMg合金を添加すると、まずMgOが生成・分散する。該M
gOはAl₂O₃よりも界面エネルギーが小さく、そのサイズ
は微細で、クラスター化もしづらいので、前記Mg合金を
添加した後に、Alを添加しても、MgOが生成・分散して
いる状態にAlが添加されるので、MgO・Al₂O₃やAl₂O₃は
生成されにくい。つまり、Alは脱酸元素として働くので
はなく、加工・熱処理工程での結晶粒微細化元素として
働く。たとえMgOがMgO・Al₂O₃やAl₂O₃リッチなMgOとAl₂
O₃の複合酸化物に変化したとしても、その速度は非常に
遅いので、本発明の目的は十分に達成される。

【００３１】本発明は、Mn及びSを含有し、実質的にAl
を含有しない溶鋼に、実質的にAlを含有しないMg合金を
添加し、前記Mg合金を添加した後に、実質的にAlを含有
しないCa合金を添加することでも達成される。Mg添加後
の溶鋼中にCaを添加するとCaOやCaSを生成し、該CaOは
酸化物系介在物の一部となり、MgOと同様に硫化物系介
在物の晶出核となる。また、前記CaSを含有する硫化物
系介在物は、Mgを含有しない硫化物系介在物と比較する
と、Mgを含有する硫化物系介在物と同様に展伸し難くな
り、鋼材の機械的性質（特に、横方向衝撃性）は向上す
る。つまり、溶鋼中に生成した多数の（1）MgO等の酸化
物系介在物を核としてMgSと共にCaSが晶出し、さらに冷
却すると、これを核にMnSが晶出する。或は、（2）MgO
等の酸化物系介在物が晶出核となりMgSとCaSとMnSが同
時に晶出する。よって、硫化物系介在物中にはMgとCaを
多く含有することになり、該介在物は変形し難くなるの
で、圧延時においても展伸し難くなり、機械的性質（特
に、横方向衝撃性）及び切り屑分断性の両性質を有する
快削鋼を得ることができる。また、上記Caを添加した後
にAlを添加することも有効である。

【００３２】更に、Mn及びSを含有し、実質的にAlを含
有しない溶鋼に、実質的にAlを含有しないMg合金と実質
的にAlを含有しないCa合金を同時、もしくは最初のMg合
金の添加を最初のCa合金の添加より早い時期で任意回
数、任意順序で両者に添加しても本発明の目的は達成さ
れる。つまり、Mg合金とCa合金を同時に添加すると、Mg
Oや、CaOを含んだ酸化物を生成し、これらが晶出核とな
り硫化物系介在物が晶出する。よって、晶出核は凝集・
クラスター化しないので、硫化物系介在物も粗大化しな
い。また、最初のMg合金の添加を最初のCa合金の添加よ
り早い時期で任意回数、任意順序（例えばMg合金を添加
後、Ca合金を添加し、更にMg合金を添加する。）で添加
すると、添加歩留まりを上げることができ、機械的特性
と切り屑分断性に優れた快削鋼を得ることができる。ま
た、前記Mg合金とCa合金を添加した後に、Alを添加する
ことも好ましい。

【００３３】一方、Ca合金を先に添加すると、Caは溶鋼
に存在する微量のAl₂O₃と反応し、CaO・Al₂O₃を生成す
る。該CaO・Al₂O₃は硫化物系介在物の晶出核と成り得る
が、CaO・Al₂O₃自体が大きな介在物となりやすいので、
硫化物系介在物も粗大化し本発明の目的を達成すること
はできない。

【００３４】本願発明で用いる溶鋼は、実質的にAlを含
有しないものが好ましく、具体的には溶鋼に含有するAl
の上限は0.005質量％である。Alが0.005質量％を超える
と、Mg添加前にAl₂O₃が生成し、本発明の目的が達成で
きない。

【００３５】また、本発明で用いるMg合金とCa合金は実
質的にAlを含有しないものが好ましく、具体的にはMg合
金とCa合金共、Alの含有上限は1質量％であり、少なけ
れば少ないほど望ましい。1質量％を超えるAlを含有し
ているMg合金やCa合金を溶鋼に添加すると、合金中のAl
が溶鋼中のOと結合してAl₂O₃ を生成し、凝集・クラス
ターを形成し、Alを先に添加した状態と近くなり、本発
明の目的を達成することができない。尚、Mg合金とCa合
金を併用して添加する場合は、両合金中に含有されるAl
の合計含有量の上限は1.2質量％である。

【００３６】添加するMgやCaの濃度は特に限定するもの
ではないが、機械的性質（特に、横方向衝撃性）及び切
り屑分断性の両方の性質を有する快削鋼を得るには、質
量％で、Mgは0.001〜0.02％、Caは0.001〜0.02％の範
囲で含有するのが好ましい。

【００３７】Mg：0.001〜0.02％ Mg含有量が0.001％未満では、固溶Mg量が不十分で硫化
物系介在物の形態を十分に制御できない。よって、横方
向衝撃性と被削性（切り屑分断性）の両特性に優れた機
械構造用快削鋼を得るには、Mgを0.001％以上含有する
ことが好ましく、より好ましくは0.002％以上含有する
と良い。しかしながら、過剰に含有すると硫化物系介在
物が固くなり切り屑分断性が低下するので、含有量は0.
02％以下とすることが好ましく、より好ましくは0.01％
以下に抑えるのが良い。

【００３８】Ca：0.001〜0.02％ Caも上記Mgと同様の効果を発揮する元素であり、含有量
の上限は0.02％とするのが好ましく、より好ましくは0.
01％が良い。また、下限は0.001％が好ましく、より好
ましくは0.002％が良い。

【００３９】MgやCaの添加方法は、特に限定されるもの
ではないが、Mg及びCaは高蒸気圧元素であり蒸発ロスし
やすく、また酸化されやすいので、極力蒸発ロスや酸化
ロスが少ない方法で添加することが好ましい。例えば、
Mg合金やCa合金の粒状物を鉄製ワイヤ中に充填し、鉄製
ワイヤごと溶鋼中へ添加する方法や、粒状物を不活性ガ
スとともに溶鋼内へ吹込む方式が挙げられる。また、Mg
やCaは溶鋼中の歩留まりが悪いため、製鋼工程の作業性
も考慮すると取鍋、タンディッシュ、モールド等に存在
する溶鋼に数回添加することが好ましく、歩留まりを向
上させることができる。

【００４０】また、MgとCaは酸化されやすい元素であ
り、大気による酸化ロスを防止するには、上記溶鋼をス
ラグで覆っておくことが好ましい。しかし、スラグ中に
MgOやCaOが存在しないと、晶出核となるMgOや、硫化物
（MgSやCaS）を生成させるための溶存Mgや溶存Caが減少
する。そこで、スラグ中にMgOを15質量％以上含有する
のが好ましく、より好ましくは20質量％以上含有するの
が好ましい。また、溶鋼にCaを添加する場合も同様に、
スラグ中に15質量％以上のCaOを含有するのが好まし
く、より好ましくは20質量％以上のCaOを含有するのが
好ましい。

【００４１】本発明に係る快削鋼は、上記の点に特徴が
あり、鋼材の種類については特に限定するものではない
が、快削鋼としての要求特性を満足させるという観点か
ら、質量％で、C：1.2％以下、Si：0.01〜2.5％、Mn：
0.1〜3％、S：0.01〜0.2％、およびP：0.05％以下（0％
を含む）を夫々含有するものであることが好ましく、化
学成分組成をこの様に調整することによって、快削鋼と
して必要な引張強度で更に良好な特性が得られ、硫化物
系介在物の分布や形状も良好になり、機械的特性及び被
削性のいずれも優れたものとなる。これらの各成分の作
用は、下記の通りである。

【００４２】C：1.2％以下 Cは、最終製品の強度を確保するのに最も重要な元素で
あり、こうした観点からC含有量は0.01％以上であるこ
とが好ましい。しかしながら、C含有量が過剰になる
と、MgとCが化合物を形成すると共に、靭性が低下する
と共に工具寿命などの被削性にも悪影響を与えるので1.
2％以下とすることが好ましい。尚、C含有量のより好ま
しい下限は、0.05％であり、より好ましい上限は0.5％
である。

【００４３】Si：0.01〜2.5％ Siは、脱酸性元素として有効である他、固溶強化によっ
て機械的部品の高強度化に寄与する元素であり、こうし
た効果を発揮させる為には、0.01％以上含有させること
が好ましく、より好ましくは0.1％以上とするのが良
い。しかしながら、過剰に含有させると、被削性に悪影
響が現れてくるので、2.5％以下とすることが好まし
く、より好ましくは2％以下とするのが良い。

【００４４】Mn：0.1〜3％ Mnは、鋼材の焼入れ性を高めて強度増大に寄与するだけ
でなく、硫化物系介在物を形成して切り屑分断性の向上
にも寄与する元素であり、これらの効果を有効に発揮さ
せる為には0.1％以上含有させることが好ましい。しか
しながら、過剰に含有させると、被削性を却って低下さ
せるので、3％以下とするのが好ましく、より好ましく
は2％以下に抑えるのが良い。

【００４５】S：0.01〜0.2％ Sは硫化物系介在物を形成して、被削性を向上させるの
に有効な元素であり、こうした効果を発揮させる為には
0.01％以上含有させることが好ましく、より好ましくは
0.03％以上とするのが良い。しかしながら、Sの含有量
が過剰になるとMnSなどの硫化物を起点として割れが生
じ易くなることから、0.2％以下とすることが好まし
く、より好ましくは0.15％以下とするのが良い。

【００４６】P：0.05％以下（0％を含む） Pは、粒界偏析を起こして耐衝撃特性を劣化させる傾向
があるので、0.05％以下、より好ましくは0.02％以下に
抑えるべきである。

【００４７】本発明に係る快削鋼における好ましい化学
成分組成は上記の通りであり、残部は基本的に鉄および
不可避不純物からなるものであるが、本発明では上記の
様な製造方法を用いることで、硫化物系介在物の形態を
制御したところに技術思想としての特徴を有するもので
あるから、該化学成分組成は本発明を限定するものでは
なく、快削鋼の用途や要求特性によって、上記好ましい
化学成分組成から若干外れることがあってもかまわな
い。

【００４８】本発明の快削鋼の製造法については、圧延
・鍛造温度、圧下率、鋳造時の冷却速度などは特に限定
するものではないが、各元素の添加順序が重要である。
また、本発明で対象とする硫化物系介在物は、その種類
については特定するものではなく、Mn、Ca、Mg、Zr、T
i、Mo、Cr、Cu、REMの硫化物等、あるいはPb、Bi、Te等
が含まれていても良い。更にこれらの複合硫化物、炭硫
化物、酸硫化物等であっても良い。

【００４９】以下、本発明を実施例によって更に詳細に
説明するが、下記実施例は本発明を限定する性質のもの
ではなく、前・後記の主旨に徴して設計変更することは
いずれも本発明の技術的範囲内に含まれるものである。

【００５０】

【実施例】Mn及びSを含有する快削鋼を製造する際にお
ける、Mg元素およびCa元素の添加順序が、硫化物系介在
物の形態に与える影響を調べると共に、得られた快削鋼
の機械的特性（横方向衝撃性）と切り屑分断性を調べ
た。

【００５１】実質的にAlを含有しない溶鋼Aと、Alを0.0
2質量％含有した溶鋼Bを調製し、該溶鋼に各種元素（Mg
合金とCa合金）を添加した。溶鋼Aと溶鋼Bの調製方法を
示す。

【００５２】溶鋼Aについて 90t転炉にて溶鋼を溶製し、取鍋に出鋼する際にSi，M
n，Crを添加した。続いて取鍋内溶鋼に真空処理を施
し、脱ガス、脱酸を実施し、Si，Mn，Cr，Sを添加して
表1に示す実質的にAlを含有しない溶鋼Aを得た。

【００５３】溶鋼Bについて 90t転炉にて溶鋼を溶製し、取鍋に出鋼する際にSi，M
n，Cr，Alを添加した。続いて取鍋内溶鋼に真空処理を
施し、脱ガス、脱酸を実施し、Si，Mn，Cr，Al，Sを添
加して表1に示すAlを0.02質量％含有する溶鋼Bを得た。

【００５４】

【表１】

【００５５】表1に示した化学成分組成の溶鋼AまたはB
を用いて行った実験結果を表2および表3に示す。

【００５６】

【表２】

【００５７】

【表３】

【００５８】表2および表3に示したMg含有率［質量％］
（およびCa含有率［質量％］）を有する各種合金を、取
鍋、タンディッシュ（TD）、モールドのいずれかの段階
に存在する溶鋼に添加した。

【００５９】合金の添加方法は、MgまたはCaの合金粒
状物を鉄製ワイヤ中に充填し、鉄製ワイヤごと溶鋼中へ
添加する方法（表では「ワイヤ」と表示）、または、
粒状物を不活性ガスと共に吹込こむ方法（表では「吹
込」と表示）を用いた。溶鋼Aを用いた例では、前記合
金添加後にAlを添加して0.02質量％含有するように調製
しものを連続鋳造し、圧延したものを評価用鋼とした。
また、溶鋼Bを用いた例では、前記合金添加後連続鋳造
し、圧延したものを評価用鋼とした。

【００６０】湿式分析（溶媒に試料を溶解して原子吸光
光度法で測定）で評価用鋼の化学成分組成を求め、この
結果を表2および表3（Mg，Ca，Sの含有率）と表4（Mg，
Ca，S以外の含有率）に示した。

【００６１】

【表４】

【００６２】各種合金の添加順序の違いによる硫化物系
介在物の形態の制御結果を、硫化物系介在物の分布指数
Ｆ１と硫化物系介在物の形態（L/D）で評価した。ま
た、快削鋼の特性を、切り屑分断性は切削性指数を用い
て評価し、横方向衝撃性は靭性指数を用いて評価した。
評価方法を下記に示す。

【００６３】［硫化物系介在物の分布指数Ｆ１］光学顕
微鏡を用いて倍率：100倍で、面積0.5mm×0.5mmの各視
野について観察し、面積：1.0μm²以上の硫化物系介在
物粒子の重心を求め、各硫化物系介在物について他の硫
化物系介在物との重心間距離を測定し、各粒子について
最も近接して存在する粒子との距離を求めた。そして、
各視野の最近接粒子間距離の実測値の平均値X₁と、同一
面積に同数の硫化物系介在物粒子を格子状に均一分散さ
せた場合の最近接粒子間距離［（A／n）^1/2］との比［X
₁／（A／n）^1/2］をとり、硫化物系介在物粒子の分布指
数Ｆ１とした。硫化物系介在物の分布指数Ｆ１＝X₁／（A／n）^1/2 但し、X₁：観察視野内の各粒子毎に該粒子に最も近接し
て存在する別の粒子との距離を、観察視野に存在する全
粒子について実測した。これを5つの視野について測定
して、平均して求められる値（μm） A：観察面積（mm²） n：上記観察面積内で観察される硫化物系介在物粒子数
（個）を夫々示す。

【００６４】これを、5視野について測定して平均値を
求めた。尚、対象とする硫化物の面積を1.0μm²以上と
したのは、これより小さな硫化物を制御してもあまり効
果がないからである。

【００６５】［硫化物系介在物の形態（L/D）］上記の
評価用鋼を硫化物系介在物が展伸された方向と平行な断
面に切断し、該断面を画像解析装置（株式会社ニレコ製
LUZEX F）を用い、5.5mm×5.5mmの視野を100倍で観察し
て該視野中の硫化物系介在物の長径および短径を測定し
た。なお、測定は観察した画像を二値化処理して行っ
た。二値化のレベルはRGBで取り込み、R：125／180，
G：110／180，B：120／180に調整し、グレーレベルは明
るさによって硫化物系介在物がマトリックスに対して十
分区別できるように、その都度調整した。測定した各粒
子の長径および短径からアスペクト比（L/D）を求め、
その平均値を評価用鋼中の硫化物系介在物の形態（L/
D）とした。

【００６６】［切削性指数］ハイス製（直径10mm）のス
トレートドリルを用い、速度20m／min、送り速度0.2mm
／rev、穴深さ10mmの条件で乾式切削を行った。切削性
指数（切り屑分断性）は、1g当たりの切粉個数によって
評価した。切粉は3穴分のものを用い、切粉の総個数と
総重量から算出した。

【００６７】［靭性指数］上記評価用鋼からJIS G0303
に従って評価用試験片を採取した。試験片はJIS Z2202
に規定する3号試験片とした。切欠きは、横方向の衝撃
値（靭性指数）が測定できるように鍛造方向に対して垂
直に付けた。試験は、シャルピー衝撃試験機（東京衡機
製造所製、シャルピー式縦型）を用い、JIS Z2242に従
って常温で行った。

【００６８】表2および表3から次の様に考察できる。

【００６９】表2に示したNo.1〜20は本発明例である。

【００７０】No.1〜17は、実質的にAlを含有しない溶鋼
Aに、実質的にAlを含有しないMg合金を表2に示した様に
夫々の工程で添加した。No.18は、溶鋼Aに実質的にAlを
含有しないMg合金とCa合金を同時に添加した。No.19，2
0は、溶鋼Aに実質的にAlを含有しないMg合金を添加後、
実質的にAlを含有しないCa合金を添加した。

【００７１】図1に、快削鋼中のMg濃度（またはMg＋Ca
濃度）とMnS等の硫化物系介在物の分布指数Ｆ１との関
係を示し、図2に、快削鋼中のMg濃度（またはMg＋Ca濃
度）と硫化物系介在物の形態（L/D）との関係を示し
た。本発明例は●で示されており、比較例は○で示され
ている。

【００７２】図1を見ると、快削鋼中に存在するMg濃度
（またはMg＋Ca濃度）が高くなるに連れて、硫化物系介
在物の分布指数Ｆ１が大きくなることがわかる。すなわ
ち、本発明例では快削鋼中に存在するMg濃度（またはMg
＋Ca濃度）が高く、MnS等の硫化物系介在物の晶出核と
なるMgOが多く含有される。よって、硫化物系介在物の
分布指数Ｆ１が大きくなり、硫化物系介在物の晶出核は
凝集せず、広く分布している。

【００７３】また、図2を見ると、Mgの含有量（またはM
gとCaの合計含有量）が多くなるに連れて、硫化物系介
在物の形態が球状に近づくことがわかる。すなわち、本
発明例ではMgの含有量（またはMgとCaの合計含有量）が
多くなり、分布状態が制御され、硫化物系介在物の形態
（L/D）も小さくなって球状に近いものに制御されてい
る（硫化物系介在物が球状であるとアスペクト比は1に
近づく）。つまり、実質的にAlを含有しない溶鋼にMg合
金（またはMg合金とCa合金）を添加すると、生成するMg
Oは凝集しないので硫化物系介在物も凝集せず、硫化物
系介在物の形態が制御できる。

【００７４】図3は硫化物系介在物の分布状態［硫化物
系介在物の分布指数Ｆ１］と切り屑分断性［切削性指
数］との関係を示した図であり、本発明例は硫化物系介
在物が快削鋼中に広く分布しているので、切り屑分断性
に優れていることがわかる。

【００７５】図4は硫化物系介在物の形態［L/D］と横方
向衝撃性［靭性指数］との関係を示した図であり、硫化
物系介在物の形態が制御されている本発明例の快削鋼
は、横方向衝撃性に優れていることがわかる。

【００７６】つまり、図5に横方向衝撃性と切り屑分断
性の関係を示すと、本発明の快削鋼は横方向衝撃性と切
り屑分断性の両性質に優れた快削鋼であることが分か
る。

【００７７】一方、表3に示したNo.21〜38は比較例であ
る。

【００７８】No.21〜24は、実質的にAlを含有しない溶
鋼Aを用いているが、No.21はAlを約90質量％、No.22はA
lを約75質量％、No.23はAlを約65質量％含有するMg-Al
合金を添加した。図1と図2を見て分かるように、MgとAl
を同時に添加した場合は、快削鋼中にMgがある程度含有
されるものの、Al₂O₃の方がMgOよりも多く生成し、Al₂O
₃が凝集・クラスターを形成する。よって、硫化物系介
在物の分布状態が不均一となって、硫化物系介在物の分
布指数Ｆ１が小さくなる。また、展伸した介在物が多く
生成するので、硫化物系介在物の形態（L/D）が大きく
なる。つまり、図3〜5を見て分かるように、No.21〜23
の快削鋼は本発明例と同程度の切り屑分断性を示すもの
の、横方向衝撃性に劣る。

【００７９】No.24は、実質的にAlを含有しない溶鋼A
に、実質的にAlを含有しないMg合金を添加した場合であ
るが、溶鋼を覆うスラグ中に含有されるMgOの濃度が15
質量％未満であるので、生成したMgOはスラグに吸収さ
れる。従って、図1と2を見て分かるように、快削鋼に含
有されるMg濃度は低くなり、残存する酸素はMg合金を添
加した後に添加するAlと結合してAl₂O₃を多く形成す
る。よって、晶出核は凝集・クラスター化し、硫化物系
介在物も分散せず、該介在物の形態は展伸したものとな
る。つまり、図3〜5を見て分かるように、本発明の快削
鋼と比べると切り屑分断性には優れているが、横方向衝
撃性に劣る。

【００８０】No.25〜38は、Alを0.02質量％含有する溶
鋼Bを用い、該溶鋼に実質的にAlを含有しないMg合金を
添加した場合である。つまり、Mg合金を添加する時に
は、既にAl₂O₃が生成しており、晶出核は凝集・クラス
ター化している。よって、図1を見て分かるように、硫
化物系介在物の分布指数Ｆ１が小さく、硫化物系介在物
は均一に分布していない。また、図2を見て分かるよう
に、No.25〜38では硫化物系介在物の形態（L/D）が大き
く粗大化している。さらに、図3を見ると切り屑分断性
はばらついており、図4を見ると本発明例より靭性に劣
っていることがわかる。すなわち、図5を見て分かるよ
うに、No.25〜38は横方向衝撃性または切り屑分断性の
どちらかの性質は有しているものの、本発明例の様に横
方向衝撃性と切り屑分断性の両方性質に優れた快削鋼で
はない。

【００８１】

【発明の効果】元素の添加順序を規定することで、快削
鋼中の硫化物系介在物の形態を制御し、機械的特性（特
に、横方向衝撃性）と切り屑分断性の両性質を有する快
削鋼を安定して確実に提供することができた。

【図面の簡単な説明】

【図１】 Mg濃度またはMg＋Ca濃度とMnS等の硫化物系
介在物の分布状態との関係を示したグラフである。

【図２】 Mg濃度またはMg＋Ca濃度とMnS等の硫化物系
介在物の形態との関係を示したグラフである。

【図３】 MnS等の硫化物系介在物の分布状態と切り屑
分断性との関係を示したグラフである。

【図４】 MnS等の硫化物系介在物の形態と横方向衝撃
性との関係を示したグラフである。

【図５】横方向衝撃性と切り屑分断性の関係を示すグ
ラフである。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者新堂陽介神戸市西区高塚台１丁目５番５号株式会社神戸製鋼所神戸総合技術研究所内 (72)発明者星川郁生兵庫県加古川市金沢町１番地株式会社神戸製鋼所加古川製鉄所内 (72)発明者木村世意兵庫県加古川市金沢町１番地株式会社神戸製鋼所加古川製鉄所内Ｆターム(参考） 4K013 BA14 CB01 CB04 EA18 EA25 FA05

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】 Mn及びSを含有し、実質的にAlを含有し
ない溶鋼に、実質的にAlを含有しないMg合金を添加する
工程を含むことを特徴とする硫化物系介在物の形態制御
方法。
【請求項２】前記Mg合金の所定量を添加した後に、Al
を添加する請求項１に記載の硫化物系介在物の形態制御
方法。
【請求項３】前記Mg合金の所定量を添加した後に、実
質的にAlを含有しないCa合金を添加する請求項１に記載
の硫化物系介在物の形態制御方法。
【請求項４】前記Ca合金の所定量を添加した後に、Al
を添加する請求項３に記載の硫化物系介在物の形態制御
方法。
【請求項５】 Mn及びSを含有し、実質的にAlを含有し
ない溶鋼に、実質的にAlを含有しないMg合金と実質的に
Alを含有しないCa合金を同時に任意回数添加する工程、
もしくは実質的にAlを含有しないMg合金の最初の添加を
実質的にAlを含有しないCa合金の最初の添加より早い時
期とし、その後は任意回数、任意順序で両者を添加する
工程を含むことを特徴とする硫化物系介在物の形態制御
方法。
【請求項６】前記Mg合金と前記Ca合金の所定量を添加
した後に、Alを添加する請求項５に記載の硫化物系介在
物の形態制御方法。
【請求項７】前記溶鋼を、MgOを15質量％以上含有す
るスラグで覆う請求項１〜６のいずれかに記載の硫化物
系介在物の形態制御方法。