JP2007146228A

JP2007146228A - 高温延性に優れた快削鋼

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Publication number: JP2007146228A
Application number: JP2005342310A
Authority: JP
Inventors: Masayuki Hashimura; 雅之橋村; Atsushi Mizuno; 水野　　淳; Yasuhiro Shinpo; 泰広新保; Hiroaki Hayashi; 浩明林; Makoto Takashima; 真高島
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2005-11-28
Filing date: 2005-11-28
Publication date: 2007-06-14
Anticipated expiration: 2025-11-28
Also published as: JP4546917B2; AU2006241390B2; AU2006241390A1

Abstract

【課題】本発明は、被削性に優れ、熱間圧延での延性が優れ、熱間圧延による表面性状の劣化を防止できる快削鋼を提供することを目的とする。
【解決手段】本発明は、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｂ、Ｏ、Ｃａを個々に規定し、Ａｌ≦０．０１％を含有し、Ｓ、Ｂ添加量が下記（１）式を満たし、Ｂ、Ｎ添加量が下記（２）式を満たし、残部がＦｅ及び不可避的不純物よりなることを特徴とする。
Ｓｅｑ．＝Ｓ＋１４×Ｂ＞０．５２…（１）、１．３×Ｂ−０．００２２≦Ｎ≦１．３×Ｂ＋０．００３４…（２）
【選択図】図１

Description

本発明は、自動車や一般機械などに用いられる鋼に関するもので、特に切削時の工具寿命と仕上げ面粗さおよび切り屑処理性に優れるといった被削性に優れた鋼に関するものであり、更には熱間圧延において良好な延性を有する高温延性に優れた快削鋼に関するものである。

一般機械や自動車は多種の部品を組み合わせて製造されているが、その部品は要求精度と製造効率の観点から、多くの場合、切削工程を経て製造されている。その際、コスト低減と生産能率の向上が求められ、鋼にも被削性の向上が求められている。特に低炭硫黄快削鋼ＳＵＭ２３や低炭硫黄鉛複合快削鋼ＳＵＭ２４Ｌは、被削性を重要視して発明されてきた。これまで被削性を向上させるためにＳ、Ｐｂなど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。しかし需要家によってはＰｂを環境負荷として使用を避ける場合も有り、その使用量を低減する方向にある。
これまでもＰｂを添加しない場合にはＭｎＳを主成分とする硫化物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手法が使われている。しかし低炭硫黄鉛複合快削鋼ＳＵＭ２４Ｌには低炭硫黄快削鋼ＳＵＭ２３と同量のＳが添加されており、従って従来以上のＳ量を添加する必要がある。しかし、多量Ｓ添加ではＭｎＳを主成分とする硫化物を単に粗大にするだけで被削性向上に有効とはならず、またマトリックスを十分に脆くすることができず、構成刃先の脱落および切り屑分離現象に伴う仕上げ面粗さの劣化、切り屑の不十分な分断での切り屑処理性不良といった問題が生じる。更に圧延、鍛造等の生産工程においては、粗大ＭｎＳを主成分とする硫化物は破壊起点になって圧延傷等の製造上の問題を多く引き起こすため、Ｓ増量だけでは限界がある。また、Ｓ以外の被削性向上元素のＴｅ、Ｂｉ、Ｐ、Ｎ等の添加もある程度被削性を向上させることができるが、圧延や熱間鍛造時に割れ・疵の発生といった表面性状の劣化を引き起こすため、極力少ない方が望ましいとされており、被削性と製造性を両立させることは、従来技術では難しい問題であった。

特許文献１には、単独で２０μｍ以上の硫化物、あるいは複数の硫化物が略直列状に連なった長さ２０μｍ以上の硫化物群が圧延方向断面１ｍｍ^２の視野内に３０個以上存在することによって切屑処理性を高める方法が提案されている。しかし、事実上被削性に最も有効であると本発明者らが考えるサブμｍレベルの硫化物の分散については製造方法を含めて言及されておらず、またその成分系からも期待できない。
次に、硫化物以外の介在物を被削性向上に活用しようとする例はこれまでにも存在しているが、例えば特許文献２、特許文献３、特許文献４、特許文献５等ではＢＮを用いて被削性向上を図った技術が開示されている。しかし、これらの特許に記載の技術は仕上げ面粗さ向上を意図したものではなく、特許文献２、特許文献３、特許文献５では工具寿命の向上を目的としており、特許文献４に記載の技術では切り屑処理性の向上を目的としたものである。これらで開示された実施例範囲の化学成分における適用では、仕上げ面粗さ向上においては十分な効果は得られない。具体的には、ＢＮの鋼中の微細分散によるマトリックスの均質化がなされなければ、仕上げ面粗さ向上に対する効果は得られないと、本発明者は考えているが、これらの特許文献にはその技術は述べられていない。

特許文献６に記載の技術もＢＮを被削性向上に活用しようとする例であり、製造時の傷発生を抑制するための熱間延性についても考慮した技術である。しかし、特許文献６に記載の技術では傷発生を完全に抑制しつつ、相反する性質である被削性を確保する鋼材化学成分のバランスについては知見されていない。
また特許文献３では、熱間延性向上のため、ＢＮの粒界析出による粒界脆化を抑制し、更に固溶Ｂの粒界脆化防止作用の活用のため、Ｎ添加量を制限する技術も提案されている。しかし単にＮ量を低減しているのみなので、ＢＴ加熱〜加工温度域での固溶Ｎ量の制御には十分な配慮がなされておらず、傷防止のために必要な固溶Ｎ量低減が不十分になる。また多量の固溶Ｂの存在が鋼材の焼入れ性を大幅に高めるため、圧延中に冷却水等で冷やされた鋼材表層の硬化が生じ、微細傷が多数生成する。また化学量論組成より大幅に低いＮ量へ制限するため、仕上げ面粗さ向上に必要なＢＮ量の確保が不安定になる。更に、Ｎ不足により低下する被削性を補うためのＳ量も実質０．４％未満とされているため、良好な被削性、特に良好な仕上げ面粗さを得ることができない。

また、特許文献７では、表面傷低減のため、鋼中酸素量を制限する技術が提案されている。しかし鋼中酸素量の制御方法には何ら言及されておらず、未脱酸の低炭快削鋼では特別な制御無しで鋼中酸素量を制限し疵発生を防止することは不可能である。
低炭快削鋼において被削性向上のためにＣａを添加する例がこれまでにも存在している。例えば特許文献８では被削性を向上させる具体的な効果は記述されておらず、またＣａ添加量の範囲も広く、被削性向上に効果的な添加量についても記載されていない。
特開平１１−２２２６４６号公報特開平９−１７８４０号公報特開２００１−３２９３３５号公報特開２００２−３９９１号公報特開２０００−１７８６８３号公報特開２００４−１７６１７６号公報特開２００４−２７２９７号公報特開２０００−１６０２８４号公報

本発明は自動車や一般機械などに用いられる鋼に関するもので、特に切削時の工具寿命、仕上げ面粗さ、および切り屑処理性に代表される被削性に優れた鋼に関するものであり、更には熱間圧延での延性が優れ、熱間圧延による表面性状の劣化を防止できる快削鋼及びその製造方法を提供するものである。

本発明者は、切削は切り屑を分離する破壊現象であり、それを促進させることが一つのポイントとなると考えた。ただし既に述べたごとく、Ｓを単純に増量するだけでは限界がある。また被削性を向上させつつ被削性と相反する性質である熱間延性も製造性の観点から確保しなければならず、被削性向上元素量についても考慮する必要がある。
本発明者は種々研究の結果、熱間延性向上のためには圧延温度域での固溶Ｎ量を低減させ、更に被削性を確保するためＢＮ形成元素のＢの効果的な添加方法を考案し、更には鋼中酸素濃度を制御することで熱間延性と被削性を両立できることを知見した。
ここで固溶Ｎ量とは、全Ｎ量から化合物Ｎ量を引いた量であり、化合物Ｎ量とは実質的にＢＮとなっているＮ量のことを示す。この固溶Ｎは、圧延温度域８００〜１１００℃の加熱でＢＮが固溶するために大量に生成する。本発明者は、表面疵の発生量が少なく良好な圧延を行なうためには、この温度域での固溶Ｎ量を低減することが必要であるとの知見に達した。
本発明者は、高温での固溶Ｎ量を制御しつつ切削の行なわれる室温において被削性に必要なＢＮを得るために必要なＢとＮの量の比を制御することが有効であることを知見した。更に溶鋼中で酸化物として消費されやすいＢのＢＮとしての歩留りを向上させて被削性を向上させ、同時に硬質酸化物を低減して疵発生防止を図る技術として、効果的な鋼中酸素量制御のためのＣａ添加量を知見した。

「１」本発明は以上の知見に基づいてなされたものであって、その要旨は以下に示す通りである。本願第１発明の高温延性に優れた快削鋼は、重量％で、Ｃ：０．００５〜０．２％、Ｓｉ：０．００１〜０．５％、Ｍｎ：０．３〜３．０％、Ｐ：０．００１〜０．２％、Ｓ：０．４０〜０．５０％、Ｂ：０．００５〜０．０１５％、Ｏ：０．００５〜０．０１２％、Ｃａ：０．０００１〜０．００１０％、Ａｌ≦０．０１％を含有し、Ｓ、Ｂ添加量が以下の（１）式を満たし、Ｂ、Ｎ添加量が以下の（２）式を満たし、残部がＦｅ及び不可避的不純物よりなることを特徴とする。
Ｓｅｑ．＝Ｓ＋１４×Ｂ＞０．５２ …（１）式
１．３×Ｂ−０．００２２≦Ｎ≦１．３×Ｂ＋０．００３４ …（２）式
「２」本願第２発明の高温延性に優れた快削鋼は、前記第１発明に記載の鋼が、ＭｎＳを主成分とする硫化物に関して、鋼材の圧延方向と直角な断面において円相当径にて０．１〜０．５μｍの硫化物の存在密度が１００００個／ｍｍ^２以上であることを特徴とする。
「３」本願第３発明の高温延性に優れた快削鋼は、前記第１または第２発明の高温延性に優れた快削鋼の組成に加え、さらに、質量％で、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％の１種または２種以上を含むことを特徴とする。

「４」本願第４発明の高温延性に優れた快削鋼は、第１乃至第３発明のいずれか１発明の高温延性に優れた快削鋼の組成に加え、さらに、質量％で、Ｓｎ：０．００５〜２．０％、Ｚｎ：０．０００５〜０．５％の１種または２種を含むことを特徴とする。
「５」本願第５発明の高温延性に優れた快削鋼は、第１乃至第４発明のいずれか１発明の高温延性に優れた快削鋼の組成に加え、さらに、質量％で、Ｔｉ：０．０００５〜０．１％、Ｚｒ：０．０００５〜０．１％、Ｍｇ：０．０００３〜０．００５％の１種または２種以上を含むことを特徴とする。
「６」本願第６発明の高温延性に優れた快削鋼は、第１乃至第５発明のいずれか１発明の高温延性に優れた快削鋼の組成に加え、さらに、質量％で、Ｔｅ：０．０００３〜０．２％、Ｂｉ：０．００５〜０．５％、Ｐｂ：０．００５〜０．５％の１種または２種以上を含むことを特徴とする。

本発明によれば、切削時の工具寿命、仕上げ面粗さ、及び切り屑処理性の被削性に優れ、更には熱間圧延での延性が優れて表面性状に優れる快削鋼を提供できる。

以下に本発明について最良の形態に基づいて詳細に説明するが、本発明が以下に記載する種々の実施の形態に制限されるものではないのは勿論である。
本発明は鉛を添加しなくても十分な被削性、特に良好な仕上げ面粗さを得るために、ＢとＳの効果的な添加量を見出す事に成功した結果、完成されたものである。また熱間延性低下による表面疵発生防止のため、熱間圧延温度域（８００〜１１００℃）での固溶Ｎ量の制御と硬質酸化物の低減が必要であり、そのためにはＮをＢ添加量との間に一定の比を持って添加することと、鋼中酸素量の制御が有効であることを本発明者が見出した。

本発明の快削鋼に含有させる成分元素の規定理由を以下に説明する。
［Ｃ］０．００５〜０．２％
Ｃは鋼材の基本強度と鋼中の酸素量に関係するので被削性に大きな影響を及ぼす。Ｃを多く添加して強度を高めると被削性を低下させるのでその上限を０．２％とした。一方、単純に吹錬によってＣ量を低減させすぎるとコストが嵩むだけでなく、Ｃによる脱酸が行われなくなるため鋼中酸素量が多量に残留してピンホール等の不具合の原因となる。従ってピンホール等の不具合を容易に防止できるＣ量０．００５％を下限とした。
［Ｓｉ］０．００１〜０．５％
Ｓｉの過度な添加は硬質酸化物を生じて被削性を低下させるが、適度な添加は酸化物を軟質化させ、被削性を低下させない。その上限は０．５％であり、それ以上では硬質酸化物を生じる。０．００１％未満では酸化物の軟質化が困難になるとともに工業的にはコストがかかる。
［Ｍｎ］０．３〜３．０％
Ｍｎは鋼中硫黄をＭｎＳとして固定・分散させるために必要である。また鋼中酸化物を軟質化させ、酸化物を無害化させるために必要である。その効果は添加するＳ量にも依存するが、０．３％未満では添加ＳをＭｎＳとして十分に固定できず、表面傷、ＳがＦｅＳとなり脆くなる。Ｍｎ量が大きくなると素地の硬さが大きくなり被削性や冷間加工性が低下するので、３．０％を上限とした。
［Ｐ］０．００１〜０．２％
Ｐは鋼中において素地の硬さが大きくなり、冷間加工性だけでなく、熱間加工性や鋳造特性が低下するので、その上限を０．２％にしなければならない。一方、被削性向上に効果がある元素で下限値を０．００１％とした。

［Ｓ］０．４０〜０．５０％
ＳはＭｎと結合してＭｎＳを主成分とする硫化物として存在する。ＭｎＳを主成分とする硫化物は被削性を向上させるが、伸延したＭｎＳを主成分とする硫化物は鍛造時の異方性を生じる原因の一つである。大きなＭｎＳを主成分とする硫化物は避けるべきであるが、被削性向上の観点からは多量の添加が好ましい。従ってＭｎＳを主成分とする硫化物を微細分散させることが好ましい。Ｐｂを添加しない場合の被削性向上には０．４％以上の添加が必要である。一方、Ｓ添加量が多すぎると粗大ＭｎＳを主成分とする硫化物の生成が避けられないだけでなく、ＦｅＳ等による鋳造特性、熱間変形特性の劣化から製造中に割れを生じる。そのため上限を０．５０％とした。
［Ｂ］０．００５〜０．０１５％
ＢはＢＮとして析出すると被削性向上に効果がある。特にＭｎＳを主成分とする硫化物と複合析出してマトリックス中に微細分散することでより顕著となる。これらの効果は０．００５％未満では顕著でなく、０．０１５％を超えて添加すると溶鋼中で耐火物との反応が激しくなり、鋳造時に耐火物の溶損が大きくなり、製造性を著しく損なう。そこで０．００５％〜０．０１５％を範囲とした。
Ｂは酸化物を形成しやすいため、溶鋼中のフリーＯが高いと酸化物として消費されてしまい、被削性向上に有効なＢＮ量が減少する場合がある。Ｃａ添加によりフリー酸素をある程度下げてからＢを添加することにより実質ＢＮとなるＢ量の歩留まりを向上させることは、被削性向上に有効である。

［Ｏ］０．００５〜０．０１２％
Ｏは酸化物とならず単独で存在する場合には冷却時に気泡となり、ピンホールの原因となる。硬質酸化物の生成により被削性の劣化や傷の原因となる場合もあり、更にＭｎＳの微細分散により被削性を向上させる際にも析出核として酸化物を利用するため、制御が必要である。更に被削性向上のために添加しているＢを溶鋼中で酸化物として消費してしまい、ＢＮになる有効Ｂ量を減少させて被削性に影響を及ぼす場合がある。０．００５％未満では十分にＭｎＳを主成分とする硫化物を微細分散させることができず、粗大なＭｎＳを生じ、被削性や機械的性質にも悪影響を及ぼす。またＳｉｍｓのＩＩ型と言われる形態のＭｎＳを主成分とする硫化物が生成することで被削性は劣化する。更に溶鋼中で脱硫Ｓ反応が起きやすくなり、安定したＳ添加ができなくなる。従って０．００５％を酸素量の下限とした。酸素量０．０１２％を越えると溶鋼中でＢの酸化物が生成しやすくなり、実質的にＢＮとなるＢが減少して被削性を劣化させ、更には硬質酸化物が多量に生成し傷発生量が増大するため、０．０１２％を酸素量の上限とした。Ｏの制御にはＣａの添加が必須である。
［Ｃａ］０．０００１〜０．００１０％
Ｃａは脱酸元素であり、鋼中の酸素量を制御することができ、酸化物を形成しやすいＢの歩留りを安定させ、更に硬質酸化物の生成を抑制する事ができる。また微量であれば軟質酸化物を生成し、被削性を向上させる働きがある。０．０００１％未満ではその効果は全く無く、０．００１０％超では多量の軟質酸化物が生成することで工具刃先へ凹凸をもって付着し、そのため仕上げ面粗さが極端に悪くなるばかりでなく、硬質の酸化物も大量に生成し、更に被削性や熱間延性を低下させる。従って成分範囲を０．０００１〜０．００１０％と規定した。

［Ａｌ］Ａｌ≦０．０１％
Ａｌは脱酸元素で、鋼中にはＡｌ_２Ｏ_３やＡｌＮを生成する。しかしＡｌ_２Ｏ_３は硬質なので切削時に工具損傷の原因となり、磨耗を促進させる。またＡｌＮを形成することでＢＮを形成するためのＮが減少してしまい、被削性が低下する。そこでＡｌ_２Ｏ_３やＡｌＮを多量に生成しない０．０１％以下とした。
［Ｓｅｑ．＝Ｓ＋１４×Ｂ＞０．５２を満足するＳ、Ｂを含有］
Ｂは鋼中でＢＮを形成し被削性向上に有効で、Ｓを一部置換えて使用することが可能な元素であり、Ｓｅｑ．＝Ｓ＋１４×Ｂで示される仕上げ面粗さを決める当量で規定する。Ｓｅｑ．が小さくなると仕上面粗さは劣化するが、特に長手切削においては、後記実施例の図５に示す通り、長手切削での多量切削時に工具摩擦が進行し、工具の凹凸の転写で左右される仕上面粗さが、Ｓｅｑ．≦０．５２で著しく劣化するため、０．５２％を超えることが必要である。

［１．３×Ｂ−０．００２２≦Ｎ≦１．３×Ｂ＋０．００３４を満足するＮを含有］
ＮはＢと結びついてＢＮを生成して被削性を向上させる。ＢＮは被削性を向上させる介在物であり、微細に高密度で分散させることで被削性が著しく向上する。重量比でＢ：Ｎ＝１０．８：１４で過不足なくＢとＮが化合し、ＢＮが形成される。ＢＮは鋼に対して溶解度を有しており、鋼材温度上昇に伴い溶解度は大きくなり、固溶Ｎ量が増加する。圧延温度域（８００〜１１００℃）で固溶するＮ量が多い場合圧延傷の原因となるため一定量以下の固溶Ｎ量に制限する必要があり、鋼材に添加するＮ量をＢ添加量に合わせて制御しなければならない。しかし添加するＮ量が少な過ぎる場合はＢＮ生成量が減少し、被削性向上に必要なＢＮ量が得られない。更に多量の固溶Ｂが存在することになるため鋼材は硬化しやすくなり、熱間延性の低下が生じる。製造性と被削性を両立させるべく、Ｎ含有量はＢ量に対して制限された１．３×Ｂ−０．００２２≦Ｎ≦１．３×Ｂ＋０．００３４を満たす事が必要である。

［ＭｎＳを主成分とする硫化物分散］円相当径にて０．１〜０．５μｍの存在密度が１００００個／ｍｍ^２以上
ＭｎＳを主成分とする硫化物は被削性を向上させる介在物であり、微細に高密度で分散させることで著しく被削性が著しく向上する。
特に長手旋削のように送りマークと呼ばれる山を仕上げ面に形成しながら進行する切削方法の場合には、むしれの有無が山の高低、すなわち仕上げ面粗さに大きく影響するが、微細に高密度で分散したＭｎＳを主成分とする硫化物は鋼材を均質化することで鋼材の破断性を良好にし、むしれを低減させ仕上げ面粗さを良好にすることができる。ＯＡ機器のシャフトのような長手旋削により切削を行う部品の仕上げ面粗さ向上にはより有効である。その効果を発揮するには１００００個／ｍｍ^２以上の存在密度が必要であり、その寸法は円相当径にて０．１〜０．５μｍであることが好ましい。
通常ＭｎＳを主成分とする硫化物分布は光学顕微鏡にて観察し、その寸法、密度を測定する。当該寸法のＭｎＳを主成分とする硫化物は光学顕微鏡での観察では確認することが不可能なものであり、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）によりはじめて観察できる。光学顕微鏡観察での寸法、密度に差は無くてもＴＥＭ観察では明確な差が認められる寸法のＭｎＳを主成分とする硫化物であり、本発明ではこれを制御し、存在形態を数値化することにより従来技術との差別化を図るものである。
この寸法を超えたＭｎＳを主成分とする硫化物を１００００個／ｍｍ^２以上の密度で存在させるには、本願発明で先に規定した範囲を超えた多量のＳの添加を必要とするが、多量添加すると粗大ＭｎＳを主成分とする硫化物も多数存在する確率が高くなり、熱間圧延時の疵発生が増大する。本願発明で先に規定した範囲のＳ添加量でＭｎＳを主成分とする硫化物がこの寸法を超えると、ＭｎＳを主成分とする硫化物の量が不足し、特に長手切削時の仕上げ面粗さの向上に必要な密度を維持できなくなる。また最小径０．１μｍ未満のものは実質上被削性には影響を及ぼさない。従って円相当径にて０．１〜０．５μｍのＭｎＳを主成分とする硫化物の存在密度が１００００個／ｍｍ^２以上とした。
このＭｎＳを主成分とする硫化物は、マトリックス中に均一微細分散させることが難しいＢＮの析出核となることで、ＢＮを均一微細分散させＢＮの被削性、特に長手切削時の仕上げ面粗さの向上効果をより顕著にすることができる。

ＭｎＳを主成分とする硫化物の寸法、密度を得るためには、含有するＭｎとＳの比Ｍｎ／Ｓを１．２〜２．８にするとより効果的である。
更に効果的に微細ＭｎＳを主成分とする硫化物を生成させるには、凝固冷却速度範囲を制御すると良い。冷却速度が１０℃／ｍｉｎ未満では凝固が遅すぎて晶出したＭｎＳを主成分とする硫化物が粗大化してしまい、微細分散しずらくなり、冷却速度が１００℃／ｍｉｎ超では生成する微細ＭｎＳを主成分とする硫化物の密度は飽和し、鋼片の硬度が上昇し割れの発生する危険が増す。従って鋳造時の冷却速度は１０〜１００℃／ｍｉｎがよい。この冷却速度を得るには鋳型断面の大きさ、鋳込み速度、鋳込み速度等を適正な値に制御することで容易に得られる。これは連続鋳造法、造塊法共に適用可能である。
ここでいう凝固冷却速度とは、鋳片の横断面において幅方向の中心線上、且つ厚みの１／４部（図７参照）における液相線温度から固相線温度までの冷却時の速度のことをいう。冷却速度は凝固後の鋳片厚み方向凝固組織の２次デント゛ライトアームの間隔から下記式により計算で求めることができる。

（１）式において、Ｒｃ：冷却速度（℃／ｍｉｎ）、λ２：２次デンドライトアームの間隔（μｍ）を示す。
つまり冷却条件により２次デンドライトアーム間隔が変化するので、これを測定することにより制御した冷却速度を確認した。
なお、MnSを主成分とする硫化物とは、純粋なMnSの他、Fe、Ca、Ti、Zr、Mg、REM等の硫化物がMnSと固溶したり結合して共存している介在物や、MnTeの様にS以外の元素がMnと化合物を形成してMnSと固溶・結合して共存している介在物や、酸化物を核として析出した上記介在物、すなわち化学式では、(Mn,X)(S,Y)（ここで、X：Mn以外の硫化物形成元素、Y：S以外でMnと結合する元素）として表記できる介在物を含むものであり、Mn硫化物系介在物を総称して言うものである。

［鋼材強化元素］
［Ｖ］０．０５〜１．０％
Ｖは炭窒化物を形成し、二次析出硬化により鋼を強化することができる。０．０５％未満では高強度化に効果はなく、１．０％を超えて添加すると多くの炭窒化物を析出し、かえって機械的性質を損なうので、これを上限とすることが好ましい。
［Ｎｂ］０．００５〜０．２％
Ｎｂ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。０．００５％未満では高強度化に効果はなく、０．２％を超えて添加すると多くの炭窒化物を析出し、かえって機械的性質を損なうので、これを上限とすることが好ましい。
［Ｃｒ］０．０１〜２．０％
Ｃｒは焼入れ性向上、焼戻し軟化抵抗付与元素である。そのため高強度化が必要な鋼には添加される。その場合、０．０１％以上の添加を必要とする。しかし多量に添加するとＣｒ炭化物を生成し脆化させるため、２．０％を上限とすることが好ましい。
［Ｍｏ］０．０５〜１．０％
Ｍｏは焼戻し軟化抵抗を付与するとともに、焼入れ性を向上させる元素である。０．０５％未満ではその効果が認められず、１．０％を超えて添加してもその効果が飽和しているので、０．０５％〜１．０％を添加範囲とすることが好ましい。
［Ｗ］０．０５〜１．０％
Ｗは炭窒化物を形成し、二次析出硬化により鋼を強化することができる。０．０５％未満では高強度化に効果はなく、１．０％を超えて添加すると多くの炭窒化物を析出し、かえって機械的性質を損なうので、これを上限とすることが好ましい。
［Ｎｉ］０．０５〜２．０％
Ｎｉはフェライトを強化し、延性を延性向上させるとともに焼入れ性向上、耐食性向上にも有効である。０．０５％未満ではその効果は認められず、２．０％を超えて添加しても、機械的性質の点では効果が飽和するので、これを上限とすることが好ましい。
［Ｃｕ］０．０１〜２．０％
Ｃｕはフェライトを強化し、焼入れ性向上、耐食性向上にも有効である。０．０１％未満ではその効果は認められず、２．０％を超えて添加しても、機械的性質の点では効果が飽和するので、これを上限とした。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ので、Ｎｉと同時に添加することが好ましい。

［脆化による被削性向上元素］
［Ｓｎ］０．００５〜２．０％
Ｓｎはフェライトを脆化させ、工具寿命を延ばすとともに、表面粗さ向上に効果がある。０．００５％未満ではその効果は認められず、２．０％を超えて添加しても、その効果が飽和するので、これを上限とすることが好ましい。
［Ｚｎ］０．０００５〜０．５％
Ｚｎはフェライトを脆化させ、工具寿命を延ばすとともに、表面粗さ向上に効果がある。０．０００５％未満ではその効果は認められず、０．５％を超えて添加しても、その効果が飽和するので、これを上限とすることが好ましい。

［脱酸調整による被削性向上元素］
［Ｔｉ］０．０００５〜０．１％
Ｔｉは脱酸元素であり、鋼中の酸素量を制御することができ、酸化物を形成しやすいＢの歩留りを安定させる事ができる。また微量であれば軟質酸化物を生成し、被削性を向上させる働きがある。０．０００５％未満ではその効果は全く無く、０．１％以上では多量の硬質の酸化物を大量に生成し、更に酸化物を形成せずに固溶するＴｉはＮと化合して硬質のＴｉＮを形成し、被削性を低下させる。したがって成分範囲を０．０００５〜０．１％と規定した。ＴｉはＴｉＮを形成することでＢＮ形成に必要なＮを消費する。そのためＴｉ添加量は０．０１％以下が望ましい。
［Ｚｒ］０．０００５〜０．１％
Ｚｒは脱酸元素であり、鋼中の酸素量を制御することができ、酸化物を形成しやすいＢの歩留りを安定させる事ができる。また微量であれば軟質酸化物を生成し、被削性を向上させる働きがある。０．０００５％未満ではその効果は全く無く、０．１％以上では多量の軟質酸化物が生成することで工具刃先へ凹凸をもって付着し、そのため仕上げ面粗さが極端に悪くなるばかりでなく、硬質酸化物も大量に生成し、更に被削性を低下させる。従って成分範囲を０．０００５〜０．１％と規定することが好ましい。
［Ｍｇ］０．０００３〜０．００５％
Ｍｇは脱酸元素であり、鋼中の酸素量を制御することができ、酸化物を形成しやすいＢの歩留りを安定させる事ができる。また微量であれば軟質酸化物を生成し、被削性を向上させる働きがある。０．０００３％未満ではその効果は全く無く、０．００５％以上では多量の軟質酸化物が生成することで工具刃先へ凹凸をもって付着し、そのため仕上げ面粗さが極端に悪くなるばかりでなく、硬質の酸化物も大量に生成し、更に被削性を低下させる。したがって成分範囲を０．０００３〜０．００５％と規定することが好ましい。

［硫化物形態制御及び工具−鋼材間の潤滑による被削性向上元素］
［Ｔｅ］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てＭｎＳ形状の伸延を抑制する働きがある。したがって異方性の低減に有効な元素である。この効果は０．０００３％未満では認められず、０．２％を超えると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。
［Ｂｉ］０．００５〜０．５％
Ｂｉは被削性向上元素である。その効果は０．００５％未満では認められず、０．５％を超えて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。
［Ｐｂ］０．００５〜０．５％
Ｐｂは被削性向上元素である。その効果は０．００５％未満では認められず、０．５％を超えて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。

本発明の効果を実施例によって説明する。
表１〜２に示す実施例１〜３０の発明例の鋼は、一部は２７０ｔ転炉で溶製後、凝固冷却速度が４〜１８℃／ｍｉｎになる様に鋳造した。他は１８０ｋｇ−真空溶解炉にて溶製後、凝固冷却速度が１〜８５℃／ｍｉｎになる様に鋳造した。この中で実施例１〜６の請求項１の鋼種の凝固冷却速度は１〜７℃／ｍｉｎ、実施例７〜３０の請求項２〜６の鋼種の凝固冷却速度は１２〜８５℃／ｍｉｎとなる様に鋳造仕分けた。表３〜４に示す実施例３１〜５３の比較例の鋼は、一部は２７０ｔ転炉で溶製後、凝固冷却速度が４〜７℃／ｍｉｎになる様に鋳造した。他は１８０ｋｇ−真空溶解炉にて溶製後、凝固冷却速度が１〜４℃／ｍｉｎになる様に鋳造した。発明例、比較例共に２７０ｔ転炉材はビレットに分塊圧後、φ９．５〜５０ｍｍに圧延した。１８０ｋｇ−真空溶解炉材は１８０ｍｍ角に鍛造後、ダミービレットと溶接してφ９．５〜５０ｍｍに圧延した。φ９．５ｍｍ圧延材は更にφ８ｍｍまで伸線を行った。熱間延性評価用に圧延前にビレット及び１８０ｍｍ角鍛造材から引張試験片を採取した。尚、凝固冷却速度の調整は鋳型断面の大きさや外部冷却の制御によって行った。

材料の被削性は表５に条件を示すドリル穿孔試験、表６に条件を示すプランジ切削試験、表７に条件を示す長手旋削試験の代表的な３種類の切削方法によって評価した。ドリル穿孔試験は累積穴深さ１０００ｍｍまで切削可能な最高の切削速度（いわゆるＶＬ１０００，単位：ｍ／ｍｉｎ）で被削性を評価する方法である。

プランジ切削試験は高速度鋼の突切工具によって工具形状（構成刃先形状）を転写して仕上げ面粗さを評価する方法である。この実験方法の概要を図１に示す。実験では２００溝加工した場合の仕上げ面粗さを触針式粗さ計で測定した。１０点表面粗さＲｚ（単位：μｍ）を仕上げ面粗さを示す指標とした。
長手旋削試験は超硬工具を長手方向に送りながら鋼材外周を切り込む切削方法で、プランジ切削と同様、工具形状の転写での仕上げ面粗さを評価する方法である。この長手旋削試験方法の概要を図２（ａ）に示す。本方法は送りマークと呼ばれる山を仕上げ面に形成しながら進行する切削方法であり、むしれの有無が山の高低、すなわち仕上げ面粗さに大きく影響する（図２（ｂ）にその説明図を示す。）。むしれが無ければ理論粗さに近い値となるが、むしれが生じると、その分、粗さは低下（劣化）する。微細に高密度で分散したＭｎＳを主成分とする硫化物は鋼材を均質化することで、むしれを低減させ仕上げ面粗さを良好にできるため、高密度に分散したＭｎＳを主成分とする硫化物の効果を顕著に表すことができる方法である。また本方法は多量切削後の工具磨耗による工具凹凸の転写による仕上げ面粗さの良否も顕著に表すことができるので、実験では超硬工具３により試験片４の外周部を切込量１ｍｍで切削し、工具磨耗が進行した状態での被削性の差を評価できる８００個切削後の仕上げ面粗さで評価した。仕上げ面粗さは触針式粗さ計で測定し、１０点表面粗さＲｚ（単位：μｍ）を仕上げ面粗さを示す指標とした。切り屑処理性に関しては切り屑カール時の半径が小さいもの、あるいは分断されているものが好ましく、○とした。巻き数が多くとも曲率半径が小さいもの、あるいは曲率半径が大きくとも切り屑長さが１００ｍｍに達しなかったものは良好で○とした。切り屑が２０ｍｍを超えた曲率半径で３巻き以上連続してカールして長く伸びた切り屑を不良とし、×とした。

円相当径にて最大径０．５μｍ、最小径０．１μｍの寸法のＭｎＳを主成分とする硫化物密度の測定は、φ５０ｍｍ圧延後の圧延方向と直角な断面の直径の１／４位置部より抽出レプリカ法にて採取して過型電子顕微鏡にて行った。測定は１００００倍で１視野８０μｍ^２を４０視野以上行い、それを１ｍｍ^２当たりのＭｎＳを主成分とする硫化物数に換算して算出した。
熱間延性は１０００℃での高温引張試験の絞りの値により評価した。絞りは５０％以上であれば良好な圧延は可能であるが、８０％未満であれば表面疵が多発し、圧延後の疵除去手入れ面積が大きくなり、表面性状の厳しい高級品種には適用できない。８０％以上の絞りの値が得られれば表面疵の発生が著しく低減し、無手入れでの使用も可能となり、高級品種に適用可能となる。更には手入れコストも削減できる。よって絞り８０％以上で熱間延性を○とし、８０％未満のもので×とした。

表１と表２に示す発明例１〜３０はいずれも表３と表４に示す比較例３１〜５３に対してドリル工具寿命、プランジ切削及び長手旋削における仕上げ面粗さが良好で、かつ熱間延性が８０％以上の良好な値を得ることができた。例えば請求項１の発明例１〜６のようにＢ、Ｎのバランスの取れた添加量によりＮ量を制御すること、及びＣａ添加によるＯ量制御で被削性を劣化させずに高い値を得ることができた。またＳ、Ｂのバランスの取れた添加量により非常に良好な被削性を得ることができた。請求項２の発明例７〜１４のように微細なＭｎＳを主成分とする硫化物密度が規定を満たしている場合には、仕上げ面粗さ、特に長手旋削時の値が更に良好になっている。請求項３〜６の発明例１５〜３０の選択元素添加においても、良好な仕上げ面粗さが得られていることがわかる。
これに対して比較例は、何れも低いレベルの凝固冷却速度で鋳造しているため、微細なＭｎＳを主成分とする硫化物密度が小さく、全般的に被削性、仕上げ面粗さが劣位な値を示しているが、化学成分が本発明の範囲を外れているために、同じ低いレベルの凝固冷却速度で鋳造した発明例１〜６よりも特に仕上げ面粗さが劣っている値を示している。例えば比較例３４のようにＣａ無添加の場合ではＯの制御ができず、多数生成した硬質酸化物により熱間延性は８０％未満の低い値となっている。比較例３６では（１）式のＳｅｑ＞０．５２を満たしているため仕上げ面粗さは比較的良好ではあるが、Ｃａ無添加でＳ、Ｏ量及び（２）式の上限を外れているために熱間延性が非常に低い値となっている。また実施例４４の比較例の様にＣａ無添加で（１）式を満たさない場合は、熱間延性及び被削性が発明例より劣る値を示している。更に実施例４８、４９はＮ量が（２）式の下限を外れている比較例であるが、固溶Ｂの増加により硬さ増加を招き、熱間延性は低い値を示す。また実施例５０、５１はＮ量が（２）式上限を外れている比較例で、固溶Ｎ増大のため熱間延性低下は悪い値を示す。

図３（ａ）、図３（ｂ）に本発明例のＭｎＳを主成分とする硫化物の、（ａ）ＴＥＭレプリカ写真、（ｂ）光学顕微鏡写真を示す。図４（ａ）、（ｂ）に比較例のＭｎＳを主成分とする硫化物の、（ａ）ＴＥＭレプリカ写真、（ｂ）光学顕微鏡写真を示す。このように発明例と比較例では図３（ｂ）、図４（ｂ）の光学顕微鏡での観察では大差ないＭｎＳを主成分とする硫化物寸法、密度であるが、図３（ａ）、図４（ａ）のＴＥＭレプリカの観察では寸法、密度共に明確な差が見られる。
図５にＳｅｑ．による被削性の変化を８００個切削後の長手旋削での仕上げ面粗さを例として示す。多量切削時の工具磨耗の進行がＳｅｑ．≦０．５２で著しくなるため、工具磨耗による凹凸の転写で左右される仕上げ面粗さの優劣が、ここを境として顕著に表れている。
図６に発明例と比較例での長手旋削での仕上げ面粗さ−熱間延性バランスを示す。発明例は仕上げ面粗さが良好で、熱間延性も８０％以上の良好な領域にあり、比較例では仕上げ面粗さ、熱間延性共に不良な領域にあるか、もしくは熱間延性が良好でも仕上げ面粗さが不良な鋼種である。これよりＳ量、Ｂ量、Ｎ量のバランスが取れ、更にＯ量の制御できた発明例は、製造性及び被削性は共に良好であることがわかる。

プランジ切削試験方法を示す概念図であり、図１（ａ）はプランジ切削試験に用いた丸棒状の鋼材と工具の相対関係を示す斜視図、図１（ｂ）は同相対関係を示す平面図である。長手切削試験方法と仕上げ面に及ぼす影響の概念図または説明図であり、図２（ａ）は長手切削試験方法の概念図、図２（ｂ）は該試験方法による仕上げ面粗さに及ぼす、むしれの影響の説明図である。本発明例のＭｎＳを主成分とする硫化物の分布状態を示すもので、図３（ａ）はＴＥＭレプリカ写真、図３（ｂ）は光学顕微鏡写真を示す。比較例のＭｎＳを主成分とする硫化物の分布状態を示すもので、図３（ａ）はＴＥＭレプリカ写真、図３（ｂ）は光学顕微鏡写真を示す。Ｓｅｑ．による被削性の変化を８００個切削後の長手旋削での仕上げ面粗さで示した図である。発明例と比較例での長手旋削での仕上げ面粗さ−熱間延性バランスを示した図である。凝固冷却速度を求める部位の説明図である。

符号の説明

１工具
２試験片
３超硬工具
４試験片

Claims

質量％で、
Ｃ：０．００５〜０．２％
Ｓｉ：０．００１〜０．５％
Ｍｎ：０．３〜３．０％
Ｐ：０．００１〜０．２％
Ｓ：０．４０〜０．５０％
Ｂ：０．００５〜０．０１５％
Ｏ：０．００５〜０．０１２％
Ｃａ：０．０００１〜０．００１０％
Ａｌ≦０．０１％
を含有し、Ｓ、Ｂ添加量が下記（１）式を満たし、Ｂ、Ｎ添加量が下記（２）式を満たし、残部がＦｅ及び不可避的不純物よりなることを特徴とする高温延性に優れた快削鋼。
Ｓｅｑ．＝Ｓ＋１４×Ｂ＞０．５２ …（１）
１．３×Ｂ−０．００２２≦Ｎ≦１．３×Ｂ＋０．００３４ …（２）
請求項１に記載の快削鋼が、ＭｎＳを主成分とする硫化物に関して、鋼材の圧延方向と直角な断面において円相当径にて０．１〜０．５μｍの硫化物の存在密度が１００００個／ｍｍ^２以上であることを特徴とする高温延性に優れた快削鋼。
前記組成に加え、さらに、質量％で、
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％
の１種または２種以上を含むことを特徴とする請求項１または２記載の高温延性に優れた快削鋼。
前記組成に加え、さらに、質量％で、
Ｓｎ：０．００５〜２．０％
Ｚｎ：０．０００５〜０．５％
の１種または２種を含むことを特徴とする請求項１乃至３のいずれか１項に記載の高温延性に優れた快削鋼。
前記組成に加え、さらに、質量％で、
Ｔｉ：０．０００５〜０．１％
Ｚｒ：０．０００５〜０．１％
Ｍｇ：０．０００３〜０．００５％
の１種または２種以上を含むことを特徴とする請求項１乃至４のいずれか１項に記載の高温延性に優れた快削鋼。
前記組成に加え、さらに、質量％で、
Ｔｅ：０．０００３〜０．２％
Ｂｉ：０．００５〜０．５％
Ｐｂ：０．００５〜０．５％
の１種または２種以上を含むことを特徴とする請求項１乃至５のいずれか１項に記載の高温延性に優れた快削鋼。