JP3740042B2 - 硫化物系介在物の形態制御方法 - Google Patents
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Description
【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2000-87179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7-188853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，Al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Al2O3がMgO・Al2O3あるいはMgO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7-188853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 ・・・・▲１▼
0.20≦（Mn・Mg）Sの個数／全硫化物個数 ≦0.70 ・・・・▲２▼
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▲１▼と▲２▼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、Si，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Al2O3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Al2O3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Al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。また、「実質的にＡｌを含有しない溶鋼」とは、Ａｌ含有量が０．００５質量％以下の溶鋼を指し、「実質的にＡｌを含有しないＭｇ合金」とは、Ａｌ含有量が１質量％以下のＭｇ合金を指し、「実質的にＡｌを含有しないＣａ合金」とは、Ａｌ含有量が１質量％以下のＣａ合金を指す。
【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MgOが生成し、該MgOが硫化物系介在物の晶出核となる。MgO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、Al2O3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・Al2O3はMgO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MgO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Al2O3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、MgO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、Ti、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0.02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，Mn，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，Mn，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、▲１▼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、▲２▼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［X1／（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.19，20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Mg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MgO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Al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、Al2O3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。
【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2000-87179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7-188853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，Al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Al2O3がMgO・Al2O3あるいはMgO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7-188853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 ・・・・▲１▼
0.20≦（Mn・Mg）Sの個数／全硫化物個数 ≦0.70 ・・・・▲２▼
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▲１▼と▲２▼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、Si，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Al2O3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Al2O3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Al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。また、「実質的にＡｌを含有しない溶鋼」とは、Ａｌ含有量が０．００５質量％以下の溶鋼を指し、「実質的にＡｌを含有しないＭｇ合金」とは、Ａｌ含有量が１質量％以下のＭｇ合金を指し、「実質的にＡｌを含有しないＣａ合金」とは、Ａｌ含有量が１質量％以下のＣａ合金を指す。
【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MgOが生成し、該MgOが硫化物系介在物の晶出核となる。MgO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、Al2O3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・Al2O3はMgO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MgO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Al2O3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、MgO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、Ti、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0.02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，Mn，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，Mn，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】
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】
【表３】
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、▲１▼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、▲２▼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】
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［X1／（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.19，20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Mg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MgO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Al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、Al2O3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。
Claims (7)
- Ｍｎ及び０．０３〜０．２質量％のＳを含有し、Ａｌ含有量が０．００５質量％以下の溶鋼に、Ａｌ含有量が１質量％以下の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。
- 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。
- Ｍｎ及び０．０３〜０．２質量％のＳを含有し、Ａｌ含有量が０．００５質量％以下の溶鋼に、Ａｌ含有量が１質量％以下のＭｇ合金を添加した後に、Ａｌ含有量が１質量％以下のＣａ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。
- 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。
- Ｍｎ及び０．０３〜０．２質量％のＳを含有し、Ａｌ含有量が０．００５質量％以下の溶鋼に、Ａｌ含有量が１質量％以下のＭｇ合金とＡｌ含有量が１質量％以下のＣａ合金を同時に任意回数添加する工程、もしくはＡｌ含有量が１質量％以下のＭｇ合金の最初の添加をＡｌ含有量が１質量％以下の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。
- 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。
- 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。
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