JP4041511B2 - 被削性に優れた低炭素硫黄快削鋼 - Google Patents

Description

本発明は、人体に有害であるＰｂを使用することなく、良好な切削仕上げ面粗さを発揮する低炭素硫黄快削鋼に関するものである。

低炭素硫黄快削鋼は、自動車のトランスミッションの油圧部品の他、特に強度をそれほど必要としないネジやプリンターシャフト等の小物部品用鋼として、汎用されている。また、更なる切削仕上げ面粗さ、切屑処理性が要求される場合には、上記低炭素硫黄快削鋼に鉛（Ｐｂ）を添加した鉛−硫黄快削鋼が用いられている。

快削鋼に含まれるＰｂは、被削性改善に極めて有効な元素であるが、人体への有害性が指摘され、また溶製時の鉛のヒュームや切削屑等の処理の点で問題も多く、Ｐｂを添加することなく（Ｐｂフリー）、良好な被削性を発揮することが求められている。

低炭素硫黄快削鋼において、Ｐｂフリーで被削性を改善するために、これまでにも様々な技術が提案されている。例えば特許文献１では、硫化物系介在物の大きさを制御することによって被削性（仕上げ面粗さおよび切屑処理性）を改善した技術が提案されている。また特許文献２には、硫化物系介在物のサイズを制御するには、鋼中酸素を適切に制御することが重要であることが示されている。更に、鋼中の酸化物系介在物を規定することによって、被削性を改善した技術も提案されている（例えば、特許文献３〜５）。

一方、鋼材の化学成分組成を適切に規定することによって、被削性を改善した技術も提案されている（例えば、特許文献６〜９）。

これまで提案されている技術は、いずれも快削鋼の被削性の向上という観点では有用なものといえるが、特にフォーミング加工における仕上げ面粗さの点で、Ｐｂ含有鋼並みの良好な被削性が得られていないのが実情である。

また、Ｐｂフリー鋼に望まれる特性としては、上記のような被削性に加えて、生産性が良好なことも重要である。こうした観点からすれば、連続鋳造方法によって製造が可能であり、表面疵などが発生せず、しかも圧延が容易に実施できることも必要な要件となる。しかしながら、連続鋳造プロセスは鋼材の被削性を良好にする上で不利であるといわれており、連続鋳造プロセスで被削性に優れた快削鋼を生産性良く製造できることも重要な課題である。
特開２００３−２５３３９０号公報 特開平９−３１５２２号公報 特開平７−１７３５７４号公報 特開平９−７１８３８号公報 特開平１０−１５８７８１号公報 特開２０００−３１９７５３号公報 特開２００１−１５２２８１号公報 特開２００１−１５２２８２号公報 特開２００１−１５２２８３号公報

本発明は上記の様な事情に着目してなされたものであって、その目的は、Ｐｂフリーであっても良好な被削性（特に仕上げ面粗さ）を発揮すると共に、連続鋳造方法によって生産性良く製造することのできる低炭素硫黄快削鋼を提供することにある。

上記目的を達成することのできた本発明の低炭素硫黄快削鋼とは、Ｃ：０．０２〜０．１５％（質量％の意味、以下同じ）、Ｓｉ：０．００４％以下（０％を含まない）、Ｍｎ：０．６〜３％、Ｐ：０．０２〜０．２％、Ｓ：０．２〜１％、Ａｌ：０．００５％以下（０％を含まない）、Ｏ：０．００８〜０．０４％、Ｎ：０．００２〜０．０３％を夫々含有し、且つ、鋼中におけるＭｎＳ中の平均Ｏ濃度が０．４％以上である点に要旨を有するものである。

上記目的は、上記のような化学成分組成を有し、下記（ａ）または（ｂ）の要件を満足するような低炭素硫黄快削鋼においても、達成することができる。
（ａ）鋼中の固溶Ｓｉが３５ｐｐｍ以下、固溶Ａｌが１ｐｐｍ以下であること、
（ｂ）凝固後の鋳片において、面積が２５μｍ^２以上の非金属介在物を、ＭｎＯ−ＳｉＯ_２−ＭｎＳ系の三元系で規格化したときの平均組成が、ＭｎＳ：６０％以下、ＳｉＯ_２：４％以下、ＭｎＯ：３６％以上であること、
いずれの構成を採用するにしても、化学成分組成として、（１）固溶Ｎ量を０．００２〜０．０２％とすることや、（２）Ｔｉ，Ｃｒ，Ｎｂ，Ｖ，ＺｒおよびＢよりなる群から選ばれる１種以上を、合計で０．０２％以下（０％を含まない）に抑制することも有用であり、これらの要件を満足することによって、本発明の低炭素硫黄快削鋼の特性を更に改善することができる。

本発明によれば、鋼中におけるＭｎＳ中の平均Ｏ濃度が０．４％以上となるように制御することによって、必ずしも溶鋼中のフリー酸素を高めなくても（即ち、高Ｍｎ高Ｓ濃度であっても）、微小クラックの生成サイトとなる有用な大型・球状ＭｎＳを多数存在させることができて、仕上げ面粗さの良好な低炭素硫黄快削鋼が実現できる。また本発明の低炭素硫黄快削鋼は、鋳造直前の脱酸操作を適切にすることによって、連続鋳造法を適用しても生産性良く製造できる。

快削鋼の仕上げ面粗さは、構成刃先の生成、大きさ、形状および均一性に大きく依存する。構成刃先とは、工具の刃先に被削材の一部が堆積し、それが事実上工具の一部（切れ刃）として振舞う現象であり、この生成挙動によっては仕上げ面粗さを低下させる。この構成刃先は、或る一定の条件の下でのみ生成するものであるが、通常実施されている切削条件は構成刃先が生成しやすい条件となっている。

こうした構成刃先は、この大きさの変動が致命的な欠陥を与えるものとされているのであるが、その一方で工具刃先を保護して工具寿命を向上させる効果もある。従って、構成刃先を完全になくすことは得策とはいえず、構成刃先を安定的に生成させ、その大きさや形状を均一化させることが必要になる。

構成刃先を安定的に生成させ、その大きさや形状を均一化させるためには、切削される部分における一次せん断域・二次せん断域において、微小クラックを多数生成させることが重要となる。こうした微小クラックを多数生成させるためには、クラック生成サイトを多数導入する必要がある。そして、微小クラックの生成サイトとなり得るものとして、ＭｎＳ系介在物が有用であることは知られている。但し、全てのＭｎＳ系介在物が微小クラック生成サイトとして作用するものではなく、大型で球状の（即ち、幅の大きい）ＭｎＳが有効に働くことになる。前記の一次せん断域・二次せん断域でＭｎＳが延伸することになるのであるが、延伸されて細くなり過ぎると、その殆どがマトリクスと同様になり、微小クラックの導入サイトとならないことになる。こうしたことから、被削材のＭｎＳ系介在物を予め大型・球状に制御しておく必要がある。

ところで、ＭｎＳ系介在物を大型・球状化するには、一般に鋼中の酸素〈全酸素〉が影響を及ぼすことが知られており、鋼中の酸素が多くなるほど、硫化物径が大きくなるとされている。従って、ＭｎＳ系介在物を大型・球状化するには、鋼中の酸素濃度をある程度増加させる必要がある。また、同時に微小クラック生成サイトとなるＭｎＳ系介在物を増加させるためには、従来の快削鋼（例えば、ＪＩＳ ＳＵＭ２３，ＳＵＭ２４Ｌ）よりもＭｎ濃度、Ｓ濃度を高める必要がある。しかしながら、Ｍｎ濃度やＳ濃度を高めると、これらは脱酸剤として働くことから、フリー酸素が減少し、全酸素濃度が減少してしまうことになる。即ち、鋼中の全酸素を上げることと、Ｍｎ濃度やＳ濃度を上げることとは、二律背反の関係になっており、これらを両立させることは原理的に困難である。

本発明者らは、こうした状況の下で、ＭｎＳ系介在物の大型・球状化するための有効な手段について様々な角度から検討した、ＭｎＳ中に平均で０．４％以上となるＯが含有されると、必ずしもフリー酸素濃度を高めなくても（即ち、高Ｍｎ、高Ｓ濃度であっても）、全酸濃度を高めなくても大型・球状化したＭｎＳ系介在物が多数生成でき、これによって鋼材の仕上げ粗さを良好にできることが判明したのである。

ＭｎＳ中のＯ濃度を０．４％以上にするには、鋼中の固溶Ｓｉを０．００３５％以下（３５ｐｐｍ以下）、且つ固溶Ａｌを０．０００１％以下（１ｐｐｍ以下）にして、鋳片の介在物組成をＭｎＯ−ＳｉＯ_２―ＭｎＳ系三元系で規格化したとき（即ち、ＭｎＯ、ＳｉＯ_２およびＭｎＳの合計で１００％としたとき）の平均組成がＭｎＳ：６０％以下、ＳｉＯ_２：４％以下、ＭｎＯ：３６％以上となるように制御すれば良い。尚、ＭｎＳ中のＯ濃度は、好ましくは０．６％以上、より好ましくは０．８％以上とするのが良いが、ＭｎＳ中のＯ濃度をより高めるためには、更にＳｉを低減すると良い。

本発明者らの検討したところによれば、鋼中の固溶Ｎも微小クラックの生成に大きく関与することも判明しており、その量を適切に調整することによって、被削性の良好な快削鋼を実現できるのである。前述の一次せん断域・二次せん断域では、少し場所が異なると、非常に温度が異なる。そして、固溶Ｎが一定量存在すると、各位置での温度によって変形抵抗が異なるものとなる。この差異が、微小クラックの生成サイトとなるので、固溶Ｎを固定する成分、即ち窒化物を生成しやすい成分であるＴｉ，Ｃｒ，Ｎｂ，Ｖ，Ｚｒ，Ｂを所定量以下に制御することは、固溶Ｎを確保する上で有効である。

上記のような２つの現象、即ち（１）ＭｎＳ系介在物の大型・球状化、（２）固溶Ｎの増大、等によって構成刃先を安定的に生成させることが可能となり、その大きさや形状を均一化させることを見出し、その結果として鋼材のフォーミング加工における仕上げ面粗さが画期的に向上するものとなり、Ｐｂ快削鋼並の特性を発揮できたのである。

本発明の快削鋼では、その化学成分組成も適切に規定する必要があるが、その基本成分であるＣ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｐ，Ｓ，Ａｌ，ＯおよびＮにおける範囲限定理由は以下の通りである。

Ｃ：０．０２〜０．１５％
Ｃは、鋼の強度を確保する上で不可欠な元素であり、また所定量以上添加することによって仕上げ面粗さを改善する作用も有する。こうした効果を発揮させるためには０．０２％以上含有させる必要がある。しかしながら、過剰に含有させると切削加工時の工具寿命が低下して被削性が悪くなり、また鋳造時のＣＯガス発生に起因する疵発生を誘発することになる。こうした観点から、Ｃ含有量は０．１５％以下とするのが良い。尚、Ｃ含有量の好ましい下限は、０．０５％であり、好ましい上限は０．１２％である。

Ｓｉ：０．００４％以下（０％を含まない）
Ｓｉは、固溶強化による強度確保に有効な元素であるが、基本的には脱酸剤として作用してＳｉＯ_２を生成する。そしてこのＳｉＯ_２によって、介在物組成がＭｎＯ−ＳｉＯ_２−ＭｎＳ系になるのであるが、Ｓｉが０．００４％を超えると、この介在物中のＳｉＯ_２濃度が高くなって、ＭｎＳ中のＯ濃度を確保できなくなり、仕上げ面粗さが劣化することになる。こうした観点から、Ｓｉ含有量は０．００４％以下にする必要があり、好ましくは０．００３％以下にするのが良い。

Ｍｎ：０．６〜３％
Ｍｎは、焼入れ性を向上させて、ベイナイト組織の生成を促進し、被削性を向上させる作用がある。また強度確保の面でも有効な元素である。更に、Ｓと結合したＭｎＳを形成し、或いはＯと結合してＭｎＯを形成し、ＭｎＯ−ＭｎＳ複合介在物を生成し、これによって被削性を向上させる作用がある。これらの作用を発揮させるためには、Ｍｎ含有量が０．６％以上とする必要があるが、３％を超えると、強度が上昇し過ぎて被削性が低下することになる。尚、Ｍｎ含有量の好ましい下限は１％であり、好ましい上限は２％である。

Ｐ：０．０２〜０．２％
Ｐは、仕上げ面粗さを向上させる作用を発揮する。また切り屑中のクラック伝播を容易にすることによって、切り屑処理性を顕著に向上させる作用がある。こうした効果を発揮させるためには、Ｐ含有量は少なくも０．０２％以上とする必要がある。しかしながら、Ｐ含有量が過剰になると、熱間加工性を劣化させるので、０．２％以下とする必要がある。尚、Ｐ含有量の好ましい下限は０．０５％であり、好ましい上限は０．１５％である。

Ｓ：０．２〜１％
Ｓは、鋼中でＭｎと結合し、ＭｎＳとなって切削加工時の応力集中源となり、切り屑の分断を容易にして被削性を高めるために有用な元素である。こうした効果を発揮させるためには、Ｓ含有量は０．２％以上とする必要がある。しかしながら、Ｓ含有量が過剰になって１％を超えると、熱間加工性の低下を招くことになる。尚、Ｓ含有量の好ましい下限は０．３％であり、好ましい上限は０．８％である。

Ｔｏｔａｌ．Ａｌ：０．００５％以下（０％を含まない）
Ａｌは固溶強化による強度の確保および脱酸に有用な元素であるが、強力な脱酸剤として働いて酸化物（Ａｌ_２Ｏ_３）を形成することになる。このＡｌ_２Ｏ_３によって、介在物がＭｎＯ−Ａｌ_２Ｏ_３−ＭｎＳ系になるのであるが、Ａｌ含有量が０．００５％を超えると、この介在物中のＡｌ_２Ｏ_３濃度が高くなり、ＭｎＳ中の酸素濃度が確保できなくなり、仕上げ面粗さが悪化することになる。尚、好ましい上限は０．００３％であり、より好ましくは０．００１％以下とするのが良い。

Ｏ：０．００８〜０．０３％
Ｏは、Ｍｎと結合してＭｎＯを生成する。またＭｎＯはＳを多く含有し、ＭｎＯ−ＭｎＳ複合介在物が形成されることになる。そして、このＭｎＯ−ＭｎＳ複合介在物は、圧延で伸延しにくく、比較的球状に近い状態で存在するので、切削加工時に応力集中源として作用する。このため、Ｏは積極的に添加するが、０．００８％未満ではその効果が小さく、一方０．０３％を超えて含有させると、鋼塊にＣＯガス起因の内部欠陥が発生するようになる。こうしたことから、Ｏ含有量は０．００８〜０．０３％の範囲とする必要がある。尚、鋼中のＯ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、好ましい上限は０．０３％である。

Ｎ：０．００２〜０．０３％
Ｎは構成刃先の生成量に影響を与える元素であり、その含有量が仕上げ面粗さに影響を及ぼすことになる。Ｎ含有量が、０．００２％未満では構成刃先の生成量が多くなり過ぎて仕上げ面粗さが劣化することになる。またＮは、組織鋼中の転位上に偏析し易い性質があり、切削時に転位上へ偏析して母材を脆化させ、生成したクラックの伝播を容易にすることで切り屑破断性（切り屑処理性）も向上することになる。しかしながら、Ｎ含有量が過剰になって０．０３％を超えると鋳造時に気泡（ブローホール）を発生し、鋳塊の内部欠陥や表面疵となり易いので、０．０３％以下に抑える必要がある。尚、Ｎ含有量の好ましい下限は０．００５％であり、好ましい上限は０．０２５％である。

本発明の低炭硫黄快削鋼においては、上記成分の他（残部）は基本的に鉄からなるものであるが、これら以外にも微量成分を含み得るものであり、こうした成分を含むものも本発明の技術的範囲に含まれる。また、本発明の低炭硫黄快削鋼には、不可避的に不純物（例えば、Ｃｕ，Ｓｎ，Ｎｉ等）が含まれることになるが、それらは本発明の効果を損なわない程度で許容される。

本発明の低炭硫黄快削鋼においては、必要によって、（１）固溶Ｎ量を０．００２〜０．０２％とすることや、（２）Ｔｉ，Ｃｒ，Ｎｂ，Ｖ，ＺｒおよびＢよりなる群から選ばれる１種以上を、合計で０．０２％以下（０％を含まない）に抑制することも有用であるが、これらの範囲限定理由は下記の通りである。

固溶Ｎ量：０．００２〜０．０２％
上述の如く、鋼中の固溶Ｎは微小クラックの生成に関与するものであり、その量を適切に調整することによって、被削性の良好な快削鋼を実現できる。こうした効果を発揮させるためには、鋼中の固溶Ｎ量を０．００２％以上確保するのがよいが、０．０２％を超えると疵が増加することになる。

Ｔｉ，Ｃｒ，Ｎｂ，Ｖ，ＺｒおよびＢよりなる群から選ばれる１種以上：合計で０．０２％以下（０％を含まない）
これらの元素は、Ｎと結合して窒化物を生成する成分であり、その量が多くなると固溶Ｎ量が減してその必要量が確保できなくなる。こうしたことから、これらの成分は合計で０．０２％以下に抑制するのが良い。

本発明の低炭素硫黄快削鋼は、鋼中のＭｎＳ中の平均酸素濃度を０．４％以上とすることによって、被削性を改善するものであるが、こうした要件を満足させるためには、鋼中の固溶Ｓｉを３５ｐｐｍ以下、且つ固溶Ａｌを１ｐｐｍ以下に制御して、鋳片の介在物組成（非金属介在物）をＭｎＯ−ＳｉＯ_２−ＭｎＳ系三元系で規格化したとき（即ち、ＭｎＯ、ＳｉＯ_２およびＭｎＳの合計で１００％としたとき）の平均組成がＭｎＳ：６０％以下、ＳｉＯ_２：４％以下、ＭｎＯ：３６％以上となるように制御すれば良い。尚、対象とする非金属介在物の大きさを、「面積が２５μｍ^２以上のもの」としたのは、これより小さい非金属介在物では、クラック生成サイトとしての被削性向上効果があまりないからである。

上記のようにして介在物組成を制御すれば、ＭｎＳ中のＯ濃度を０．４％以上にできる理由について、図面を用いて説明する。図１は、ＭｎＯ−ＳｉＯ_２−ＭｎＳ三成分系の１２５０℃の等温断面状態図である（「鉄と鋼」 Ｖｏｌ．８１（１９９５）Ｎｏ．１２，Ｐ１１０９）。尚、図１において、「doubly satd.」とは、表記された２相が飽和していることを意味する。

本発明においては、脱酸力の強いＡｌやＳｉを徹底的に低減する結果、凝固した鋳片に認められる介在物は、ＭｎＯ−ＳｉＯ_２−ＭｎＳ系となるのであるが、鋳片は分塊圧延前に、１２５０℃程度に加熱保持される。そこで、上記状態図（図１）に、仕上げ面粗さに優れるものと、優れないものをプロットしたところ、被削性に劣る化ものではＳｉＯ_２濃度が高くなって、逆に優れるものではＳｉＯ_２濃度が低くなっていることが判明したのである（後記表１、２のＮｏ．１〜１５）。

こうした結果が得られたのは、図１に示すように、本系の状態図は、ＳｉＯ_２が多くなるとＭｎＳ飽和領域がせり出してくる形をしているので、ＳｉＯ_２が多い場合（ＳｉＯ_２が４％以上）は、１２５０℃保持中に純粋なＭｎＳ（即ち、Ｏを含まないＭｎＳ）が多く生成することになる。その結果、ＭｎＳ中のＯ濃度が高くならない。

一方、ＭｎＯ−ＳｉＯ_２−ＭｎＳ介在物組成が上記の介在物組成範囲内であれば、状態図上の液相介在物若しくはＭｎＯ飽和領域となり、ＭｎＳ中のＯ濃度が高くなる（即ち、０．４％以上）ものと考えられる。その結果、分塊圧延前の加熱保持中にＭｎＳ中のＯ濃度が高くなり、その後の分塊圧延、棒鋼圧延、線材圧延においても、ＭｎＳが変形しにくく、大型で球状化したＭｎＳを含有する製品を得ることができる。

発明の低炭素硫黄快削鋼を製造するに当っては、基本的には連続鋳造法によって、鋼中の固溶Ｓｉを３５ｐｐｍ以下、且つ固溶Ａｌを１ｐｐｍ以下に制御すれば良く、こうした製造法を採用することによって、生産性を高めることができる。但し、その製造方法は連続鋳造法に限らず、造塊法によっても製造することができる。

連続鋳造法を採用するときの具体的な製造手順は、例えば次のようにすれば良い。まず、転炉でＣを吹き下げ、Ｃ濃度を０．０４％以下として溶鋼中のフリー酸素（溶存酸素）の高い状況を作り出す。このときのフリー酸素は５００ｐｐｍ以上であることが好ましい。次いで、この溶鋼を出鋼する際に、Ｆｅ−Ｍｎ合金やＦｅ−Ｓ合金等の合金を添加する。これらの合金は、不純物としてＳｉやＡｌを含有するが、転炉出鋼時の高酸素溶鋼にこれらを添加することによって、ＳｉやＡｌが酸化され、ＳｉＯ_２やＡｌ_２Ｏ_３となり、またその後の溶鋼処理時にこれらが浮上分離し、スラグ中に入ることで、鋼中に残留するＳｉやＡｌは低減して目標とする濃度となる。この処理においては、成分調整のために添加するＦｅ−Ｍｎ合金やＦｅ−Ｓ合金等の７０％以上を転炉出鋼時に添加して、Ａｌ，Ｓｉを低減し、溶鋼処理時に残りの３０％以下を添加することが重要である。こうした、手順を踏むことによって、不純物であるＡｌやＳｉが系外に出やすくなり、目標とする固溶Ｓｉや固溶Ａｌを得ることができる。

以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で変更を加えて実施することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。

３ｔ規模の誘導炉、１００ｔの転炉および取鍋等による溶鋼処理設備を使用して、Ｓｉ，Ｍｎ，Ｓ，Ａｌ，Ｎ等の含有量を変化させて各種溶鋼を溶製した。このとき、ＳｉおよびＡｌについては、添加するＦｅ−Ｍｎ合金およびＦｅ−Ｓ合金中のＳｉ濃度およびＡｌ濃度を変化させることによって調整した。このようにして得られた溶鋼を所定の鋳型に鋳造する直前に、フリー酸素プローブ（商品名「ＨＹＯＰ１０Ａ−Ｃ１５０」ヘレウスエレクトロナイト社製）を用いて測定し、フリー酸素濃度とした。

また溶鋼は、断面が３００ｍｍ×４３０ｍｍのブルーム連続鋳造か、或いは３ｔ規模誘導炉の場合には、ブルーム鋳片と同様の冷却速度となるように設計した、鋳鉄製の鋳型（断面サイズ：３００ｍｍ×４３０ｍｍ）を用いて鋳造した。

得られた鋳片（若しくは鋳塊）の表面近傍の急冷部からサンプリングし、化学分析を実施し、成分組成を測定した。その結果を、下記表１に示す。

得られた鋳片について、１２７０℃で１時間加熱後分塊圧延（断面サイズ：１５５ｍｍ×１５５ｍｍ）し、その後２５ｍｍφまで圧延、酸洗して、２２ｍｍφの磨棒とし、切削試験に供した。このとき、圧延は１０００℃で実施し、強制冷却により８００℃から５００℃までの平均冷却速度を約１．５℃／秒とした。また鋼材温度の測定は放射温度計により行った。

各鋼材について下記の方法によって、介在物組成（酸化物組成）、ＭｎＳ中の平均Ｏ濃度、固溶Ａｌ、固溶Ｓｉ、固溶Ｎを測定すると共に、下記の条件によって切削試験をおこなった。

［介在物組成の測定］
凝固後の鋳片断面（４３０ｍｍ×３００ｍｍ）のＤ／４部（３００ｍｍ幅の中心線において、表面から１０８ｍｍ部分）を研磨し、１００ｍｍ^２（１０ｍｍ×１０ｍｍ）の領域内に存在する面積が２５μｍ^２以上の酸硫化物を、ＥＰＭＡにより組成分析を実施した。１視野（１００ｍｍ^２）当り、２００〜３００個の硫化物を測定した。その結果を酸化物、硫化物換算した結果、主成分はＭｎＳ、ＭｎＯ、ＳｉＯ_２、ＦｅＯが検出されたが、ＦｅＯはマトリクスである鋼を材検出している可能性もあるため、ＭｎＯ−ＳｉＯ_２−ＭｎＳの三元系で規格化（３成分で１００％となるように規格化）して平均組成を求めた。

［ＭｎＳ中の平均Ｏ濃度］
画像解析装置によって、面積が２５μｍ^２以上ＭｎＳを選択し、このＭｎＳについてＳＥＭ−ＥＤＸによって平均Ｏ濃度を測定した。

［固溶Ｓｉ、Ａｌ測定方法］
分析には、ｉｍｓ５ｆ型二次イオン質量分析装置（ＣＡＭＥＣＡ社製）を用い、以下の手順で分析を行った。各試料（試験片）について、５００×５００（μｍ）の領域でＡｌ，Ｓｉに二次イオン像を観察し、その領域内でＡｌ，Ｓｉが濃化していない場所を３箇所選び、下記の条件で深さ方向分析を行った。このとき、分析対象元素のＳｉは、電気的に陰性な元素であるので、Ｃｓ^＋イオンを照射して負イオンを検出した。はじめに試料面におけるＳｉ⁻の二次イオン像を観察し、Ｓｉが濃化していない領域を選択した深さ方向分析を行った。測定された二次イオン強度から濃度への変換は^２８Ｓｉをイオン注入した純鉄から求めた感度係数を用いて行った。ＡｌはＯ_２ ^＋イオンを照射して検出した。詳細な条件は下記の通りである。
一次イオン条件：Ａｌの分析 Ｏ_２ ^＋，８ｅＶ，１００ｎＡ
Ｓｉの分析 Ｃｓ^＋，１４．５ｅＶ，２５ｎＡ
照射領域 ：８０×８０（μｍ）
分析領域 ：８μｍφ
二次イオン極性：Ａｌの分析 正
Ｓｉの分析 負
試験室真空度 ：１．２×１０^−７Ｐａ
スパッタ速度 ：Ａｌの分析 純鉄換算で約３２．０Å／秒
Ｓｉの分析 純鉄換算で約３６．６Å／秒
電子線照射 ：なし

［固溶Ｎの測定］
固溶Ｎは、トータルＮ（不活性ガス融解熱伝導度法）と化合物Ｎ（１０％アセチルアセトン＋１％テトラメチルアンモニアクロリド＋メタノール溶液にて溶解抽出、１μｍフィルターで採取→インドフェノール吸光光度計）の差によって求めた。

切削試験条件は、下記の通りである。また、切削試験後の仕上げ面の評価および鋼片の表面疵の評価基準は下記の通りである。
［切削試験条件］
工具 ：高速度工具鋼ＳＫＨ４Ａ
切削速度：１００ｍ／分
送り ：０．０１ｍｍ／ｒｅｖ
切込み ：０．５ｍｍ
切削油 ：塩素系の不水溶性切削油剤
切削長さ：５００ｍ
［評価基準］
仕上げ面評価：ＪＩＳ Ｂ ０６０１（２００１）に基づく、最大高さＲｚによ
って、表面粗さを評価した。
表面疵評価：分塊圧延した鋼片（断面サイズ：１５５ｍｍ×１５５ｍｍ）につい
て、表面疵の有無について調査し、目視検査によりグラインダによる手入れの必要性がないときを、表面疵「無し」と評価した。

切削試験結果を、介在物組成（酸化物組成）、ＭｎＳ中の平均Ｏ濃度、固溶Ａｌ、固溶Ｓｉ、固溶Ｎの測定値と共に、下記表２に示す。

これらの結果から、明らかなように、本発明で規定する要件を満足するもの〈試験Ｎｏ．１〜１３〉では、切削仕上げ面粗さ（最大高さＲｚ）が微細になっており、良好な被削性が発揮できていることが分かる。

これに対して、本発明で規定する要件のいずれかを欠くもの（試験Ｎｏ．１６〜２３では、いずれかの特性が劣化していることが分かる。

また、上記結果に基づき、ＭｎＳ中のＯ濃度と切削仕上げ面粗さ（最大高さＲｚ）の関係を図２に、固溶Ｓｉ濃度と切削仕上げ面粗さ（最大高さＲｚ）の関係を図３に、固溶Ａｌ濃度と切削仕上げ面粗さ（最大高さＲｚ）の関係を図４に、介在物中のＳｉＯ_２濃度と切削仕上げ面粗さ（最大高さＲｚ）の関係を図５に、固溶Ｎ濃度と切削仕上げ面粗さ（最大高さＲｚ）の関係を図６に示す。

ＭｎＯ−ＳｉＯ_２−ＭｎＳ三成分系の１２５０℃の等温断面状態図である。 ＭｎＳ中のＯ濃度と切削仕上げ面粗さ（最大高さＲｚ）の関係を示すグラフである。 固溶Ｓｉ濃度と切削仕上げ面粗さ（最大高さＲｚ）の関係を示すグラフである。 固溶Ａｌ濃度と切削仕上げ面粗さ（最大高さＲｚ）の関係を示すグラフである。 介在物中のＳｉＯ_２濃度と切削仕上げ面粗さ（最大高さＲｚ）の関係を示すグラフである。 固溶Ｎ濃度と切削仕上げ面粗さ（最大高さＲｚ）の関係を示すグラフである。

Claims (2)

1. Ｃ：０．０２〜０．１５％（質量％の意味、以下同じ）、
   Ｓｉ：０．００３％以下（０％を含まない）、
   Ｍｎ：０．６〜３％、
   Ｐ ：０．０２〜０．２％、
   Ｓ ：０．２〜１％、
   Ａｌ：０．００２％以下（０％を含まない）、
   Ｏ ：０．００８〜０．０４％、
   Ｎ ：０．００２〜０．０３％を夫々含有し、
   Ｔｉ，Ｃｒ，Ｎｂ，Ｖ，Ｚｒ，およびＢの窒化物生成元素を合計で０．０２％以下に抑制し、
   残部がＦｅおよび不可避的不純物であり、且つ、
   下記（Ｉ）〜（ＩＶ）の要件を特徴とする被削性に優れた低炭素硫黄快削鋼。
   （Ｉ）鋼中におけるＭｎＳ中の平均Ｏ濃度が０．４％以上、
   （ＩＩ）鋼中の固溶Ｓｉが３０ｐｐｍ以下、固溶Ａｌが１ｐｐｍ以下、
   （ＩＩＩ）凝固後の鋳片において、面積が２５μｍ^２以上の非金属介在物を、ＭｎＯ−ＳｉＯ_２−ＭｎＳ系の三元系で規格化したときの平均組成が、ＭｎＳ：６０％以下、ＳｉＯ_２：４％以下、ＭｎＯ：３６％以上、
   （ＩＶ）固溶Ｎ量が０．００２〜０．０２％である。
2. 低炭素硫黄快削鋼の被削性を改善する方法であって、
   （１）前記鋼は、
   Ｃ ：０．０２〜０．１５％、
   Ｓｉ：０．００３％以下（０％を含まない）、
   Ｍｎ：０．６〜３％、
   Ｐ ：０．０２〜０．２％、
   Ｓ ：０．２〜１％、
   Ａｌ：０．００２％以下（０％を含まない）、
   Ｏ ：０．００８〜０．０４％、
   Ｎ ：０．００２〜０．０３％を夫々含有し、
   Ｔｉ，Ｃｒ，Ｎｂ，Ｖ，Ｚｒ，およびＢの窒化物生成元素を合計で０．０２％以下に抑制し、
   固溶Ｎ量：０．００２〜０．０２％、
   残部：Ｆｅおよび不可避的不純物
   であり、
   （２）鋼中の固溶Ｓｉを３０ｐｐｍ以下、固溶Ａｌを１ｐｐｍ以下に抑制することにより、鋼中におけるＭｎＳ中の平均Ｏ濃度を０．４％以上に調整して、凝固後の鋳片において、面積が２５μｍ^２以上の非金属介在物を、ＭｎＯ−ＳｉＯ_２−ＭｎＳ系の三元系で規格化したときの平均組成がＭｎＳ：６０％以下、ＳｉＯ_２：４％以下、ＭｎＯ：３６％以上となるように制御することを特徴とする低炭素硫黄快削鋼の被削性改善方法。

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