JP4203068B2 - 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）。また、特許文献４では、ＭｎＳ比を規定し、鋳造直前のフリー酸素濃度を制御して被削性を改善した技術が提案されている。

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５〜７）。

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。

表面性状および内部品質が良好で且つ歩留まりの良い連続鋳造法で被削性（仕上げ面粗さ）に優れた快削鋼として、例えば特許文献８のような技術も提案されている。この技術では、鋼中の酸素含有量を１００〜３００ｐｐｍと比較的多く含有させること、およびＮを従来よりも多く含有させることによって切削中に工具面に生成する構成刃先を抑制することが可能となり、歩留まりの良い連続鋳造法で被削性の優れる快削鋼が得られることが示されている。

しかしながら、酸素とＮを同時に高めると、（ＣＯガス＋Ｎ_２ガス）に起因するブローホールが発生し易くなり、鋼材の仕上げ面粗さを却って劣化させることがある。
特開２００３−２５３３９０号公報 特許請求の範囲等 特開平９−３１５２２号公報 特許請求の範囲等 特開平１０−１５８７８１号公報 特許請求の範囲等 特開２００５−２３３４２号公報 特許請求の範囲等 特開２００１−１５２２８１号公報 特許請求の範囲等 特開２００１−１５２２８２号公報 特許請求の範囲等 特開２００１−１５２２８３号公報 特許請求の範囲等 特開平５−３４５９５１号公報 特許請求の範囲等

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、ブローホールの生成を抑制しながら、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 ：０．３５〜１％、
Ａｌ：０．００５％以下（０％を含まない）、
Ｏ ：０．００８〜０．０３％
Ｎ ：０．００７〜０．０３％を夫々含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物であり、且つＭｎ含有量［Ｍｎ］とＳ含有量［Ｓ］の比［Ｍｎ］／［Ｓ］が３〜４の範囲にあると共に、下記（１）式を満足するものである点に要旨を有するものである。
１０・［Ｃ］×［Ｍｎ］^{−０．９４}＋１２２６・［Ｎ］^２≦１．２…（１）
但し、［Ｃ］，［Ｍｎ］および［Ｎ］は、夫々Ｃ，ＭｎおよびＮの含有量（質量％）を示す。

本発明の低炭素硫黄快削鋼においては、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。また鋳造時に１００〜５００Ｇａｕｓｓの磁場を付与する電磁攪拌によって製造されたものであることが好ましく、こうしたものでは表面性状が更に良好なものとなる。

本発明によれば、鋼材中におけるＣ，ＭｎおよびＮの含有量を所定の関係式を満足するように制御することによって、ブローホールの生成を抑制しながら、仕上げ面粗さが良好な低炭素硫黄快削鋼が、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（例えば前記特許文献２）、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。

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と結合して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：０．３５〜１％
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０．３５％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（全酸素量）は０．００８〜０．０３％の範囲とする必要がある。

溶鋼中で、Ｏ（Ｔｏｔａｌ．Ｏｘｙｇｅｎ）は、ＭｎＯを生成し、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。その後凝固過程で、これらＭｎＯ−ＭｎＳ複合介在物を核にＭｎＳが析出し、鋳片（連続鋳造で出来た鋳片）中に、ＭｎＳを主体とするＭｎＯ−ＭｎＳ複合介在物が生成する。この鋳片が、その後、加熱後、分塊圧延、線材圧延（或は棒鋼圧延）されていくが、ＭｎＳを主体とするＭｎＯ−ＭｎＳ複合介在物は、Ｏを多く含むほど、分塊圧延、線材圧延（或は棒鋼圧延）で、延伸しにくく、最終製品（線材や棒鋼）で、大型で球状のＭｎＳとなる。

こうした機構を考慮した場合に、Ｏ（Ｔｏｔａｌ．Ｏｘｙｇｅｎ）は高いほど良いため、下限値は存在するが、実際には上限値も存在する。その理由を説明する。Ｏ（Ｔｏｔａｌ．Ｏｘｙｇｅｎ）は、酸化物として存在する酸素と、溶鉄中に溶解している溶存酸素（フリー酸素）から構成されている。酸化物として存在する酸素、即ちＭｎＯ中のＯは非常に有用な酸素であるが、フリー酸素（Ｏ）は、凝固過程で、溶鉄中の炭素（Ｃ）と反応し、ＣＯガスになり［Ｃ＋Ｏ＝ＣＯ（ｇａｓ）］、これがうまく抜けないとブローホールとなる。また本発明ではＮも高めるため、凝固過程で、温度低下と共に、溶鋼の窒素溶解度が減少して、Ｎ＋Ｎ＝Ｎ_２（ｇａｓ）となる反応が起き、ブローホールとなる。即ち、ブローホールの主成分はＣＯ（ｇａｓ）＋Ｎ_２（ｇａｓ）となる。

そこで、このＣＯ（ｇａｓ）＋Ｎ_２（ｇａｓ）の生成量を、ブローホールが発生しない範囲で、フリー酸素（Ｏ）と窒素（Ｎ）を最大とすることが本発明の主旨である。また、ブローホールが発生しても、連続鋳造の鋳型内で行なわれる電磁攪拌によって、ブローホールを外に排出できるので、成分以外にも電磁攪拌で改善の余地がある。

このような着想の下で、フリー酸素（Ｏ）が何によって決定されるかを調査した結果、主としてＭｎ含有量［Ｍｎ］とＳ含有楊［Ｓ］で決定されることが判明した。従って、［Ｃ］，［Ｍｎ］および［Ｓ］によってＣＯ（ｇａｓ）発生量が制御でき、これに［Ｎ］を加えた前記（１）式によって、ＣＯ（ｇａｓ）＋Ｎ_２（ｇａｓ）の発生量を明確化でき、ブローホールを制御できるのである（その詳細は後述する）。

尚、溶鋼中のフリー酸素（Ｏ）は、ＣＯガス起因の内部欠陥を防止するという観点から、［Ｃ］や［Ｎ］或は電磁攪拌条件によっても異なるのであるが、およそ０．００５０％以下程度となるように制御することが好ましい。尚、鋼中のＯ含有量（全酸素量）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：０．００７〜０．０３％
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、０．００７％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、化学成分組成を上記のように規定するだけでは、本発明の目的を達成することができず、Ｍｎ含有量［Ｍｎ］とＳ含有量の比［Ｍｎ］／［Ｓ］を適切な範囲内に制御すると共に、前記（１）式の関係を満足させる必要がある。これらの範囲限定理由は下記の通りである。

［Ｍｎ］／［Ｓ］：３〜４
［Ｍｎ］／［Ｓ］は、熱間加工時の割れ等に影響を及ぼす重要な因子であり、Ｓ含有量に対してＭｎが欠乏すると（［Ｍｎ］／［Ｓ］＜３）、ＦｅＳが生成し易くなって、これが熱間割れの原因となる。この比［Ｍｎ］／［Ｓ］の値が３〜４の範囲内では、Ｓに対してＭｎが必要十分量確保されるため、ＦｅＳは生成せず、熱間割れが防止できるという効果が発揮されることになるが、［Ｍｎ］／［Ｓ］＞４となるとその効果は飽和し、且つ［Ｍｎ］と［Ｓ］で決まるフリー酸素（Ｏ）が低下するため、仕上げ面粗さが劣化する。

１０・［Ｃ］×［Ｍｎ］ ^{−０．９４} ＋１２２６［Ｎ］ ^２ ≦１．２
ブローホール生成防止と被削性確保の両立のためには、上記の関係を満足する必要がある。この左辺の値（１０・［Ｃ］×［Ｍｎ］^{−０．９４}＋１２２６［Ｎ］^２）が１．２を超えて大きくなると、ブローホールが生成することになる。この左辺の好ましい値は１．１以下であり、より好ましくは０．９以下とするのが良い。

上記（１）式の関係は、様々な実験を行なうことによって求められたものであるが、その経緯について説明する。溶鋼中に溶存している炭素（Ｃ）、酸素［≒フリー酸素（Ｏ）：正確にはフリー酸素とは酸素活量］、および窒素（Ｎ）は、凝固時に、まず固液分配によってミクロ偏析し、液体側に濃化する。また、液体中の（Ｃ）、（Ｏ）、（Ｎ）の溶解度は、温度低下によって減少する。即ち、ミクロ偏析で濃化する（Ｃ）、（Ｏ）および（Ｎ）が、温度低下によって溶解度が減少することによって、Ｃ＋Ｏ＝ＣＯ（ｇａｓ）、Ｎ＝１／２Ｎ_２（ｇａｓ）の反応を起こし、その部位圧力に打ち勝つと溶鋼中の液体側に気泡が発生する。その部位の圧力とは、主として、大気圧＋溶鋼静圧＋液体と気体の界面エネルギー／気泡径であり、溶鋼静圧の小さい、メニスカス近傍で発生しやすいものとなる。このガス（気泡）の成分はＣＯ（ｇａｓ）とＮ_２（ｇａｓ）である。このガス（気泡）が、密度差により浮上し、溶鋼から大気中へ離脱できれば、鋳片にブローホールとして残存することは無いが、これが凝固した結晶等に捕捉されると、ブローホールとして鋳片の欠陥になる。

上記の機構が推定されるので、ブローホールの生成は、炭素濃度［Ｃ］、フリー酸素濃度［Ｏ］および窒素濃度［Ｎ］に依存すると考えられる。従って、熱力学的には、下記（２）〜（７）式のように表すことができると考えられる。
ＣＯ（ｇａｓ）＝［Ｃ］＋［Ｏ］ …（２）
Ｋ_ＣＯ＝（ａ_ｃ・ａ_ｏ）／Ｐｃｏ＝ｆｃ［Ｃ］・ｆｏ［Ｏ］）／Ｐｃｏ …（３）
ｌｏｇＫ_ＣＯ＝−１１６０／Ｔ−２．００３ …（４）
Ｃ^ｃ _Ｌ＝Ｃ^ｃ _０／｛１−（１−Ｋｃ）ｆ｝ …（５）
Ｃ^ｏ _Ｌ＝Ｃ^ｏ _０／｛１−（１−Ｋｏ）ｆ｝ …（６）
Ｐｃｏ＝（ｆｃ・ｆｏ・Ｃ^ｃ _０・Ｃ^ｏ _０）／
［｛１−（１−Ｋｃ）ｆ｝｛１−（１−Ｋｏ）ｆ｝Ｋ_ＣＯ］ …（７）

まず上記（２）式（右から左に進行する場合）を考える。（２）式の反応係数Ｋ_ＣＯは、（３）式に示すように、Ｃの活量係数（ｆｃ）、Ｃ含有量［Ｃ］、Ｏの活量係数（ｆｏ）、Ｏ含有量［Ｏ］、ＣＯ分圧（Ｐｃｏ）によって与えられる。その数値は、（４）式で与えられる。ここでＴは絶対温度である。またＣ含有量［Ｃ］、Ｏ濃度［Ｏ］は、ミクロ偏析した濃度となるので、（５）式および（６）式のようにＳｈｅｉｌの式を用いて求められる。これを上記（３）式に代入すると、ＣＯ分圧（Ｐｃｏ）が（７）式で表されることになる。尚、ｆは、固相率であり、ｋｃ、ｋｏは、夫々ＣおよびＯの平衡分配係数を示す。

一方、Ｎについては、同様に、下記（８）式〜（12）式のように表される。
１／２Ｎ_２（ｇａｓ）＝［Ｎ］ …（８）
Ｋ_Ｎ２＝（ａ_Ｎ）／√Ｐ_Ｎ２＝ｆ_Ｎ［Ｎ］／√Ｐ_Ｎ２ …（９）
ｌｏｇＫ_Ｎ２＝−５１８／Ｔ−１．０６３ …（10）
Ｃ^N _Ｌ＝Ｃ^N _０／｛１−（１−Ｋ_Ｎ）ｆ｝ …（11）
√Ｐ_Ｎ２＝（ｆ_Ｎ・Ｃ^Ｎ _０）／｛１−（１−Ｋ_Ｎ）ｆ｝Ｋ_Ｎ２ …（12）
即ち、上記（８）式の反応係数Ｋ_Ｎ２は、（９）式で表現でき、熱力学数値は(10)式で表される。またミクロ偏析した場合の溶鋼側のＮ濃度［Ｎ］は、(11)式で表すことができ、これを（９）式に代入すると、Ｎ_２分圧（Ｐ_Ｎ２）は、（12）式で表される。

このようにして推定される（７）式と（12)式の分圧の和（Ｐ_ＣＯ＋Ｐ_Ｎ２）が、下記(13)式に示すように、外圧（大気圧）と＋溶鋼静圧＋液体と気体の界面エネルギー／気泡径を超えた場合に、ブローホールとなる。
Ｐ_ｇ≧Ｐ_ａ＋ρＬｇｈ＋２σ／ｒ …（13）
但し、Ｐ_ｇ：融液内のガス分圧の総和
Ｐ_ａ：外圧
ρＬｇｈ：液体静圧
σ：液体と気体の界面エネルギー
ｒ：気泡径

このような物理的意味を持つ計算方法によって、計算した（Ｐ_ＣＯ＋Ｐ_Ｎ２）に対し、ブローホールの発生頻度を検証した結果、（Ｐ_ＣＯ＋Ｐ_Ｎ２）が１．２ａｔｍを超えるとブローホールが発生することが明らかとなった。

本発明者らは、（Ｐ_ＣＯ＋Ｐ_Ｎ２）を指数化することを検討した。［Ｃ］および［Ｎ］はオンライン分析で簡単に測定できるが、［Ｏ］はフリー酸素計を用いて測定する必要がある。また測定によって、誤差が大きく出ることもある。そこで、フリー酸素濃度［Ｏ］が何によって決定されるかを検討したところ、Ｍｎ濃度［Ｍｎ］とＳ濃度（Ｓ含有量）［Ｓ］によって決定されることが明らかとなった。これは、溶鋼中で、ＯはＭｎＯ−ＭｎＳの酸化物−硫化物となっていることからも明らかである。このことから、ブローホールの発生の有無は［Ｃ］、［Ｍｎ］、［Ｓ］、および［Ｎ］の関係式で表せることが明確となった。その一方で、［Ｍｎ］と［Ｓ］は、［Ｍｎ］／［Ｓ］＝３〜４の関係があることから、この関係をも考慮すると、ブローホールの発生の有無は、概略［Ｃ］、［Ｍｎ］および［Ｎ］の関係式で表せることが明確となったのである。

こうした着想の下で、Ｐ_ＣＯは前記（７）式より、［Ｃ］と［Ｏ］に比例するが、ここで［Ｏ］は［Ｍｎ］と関係があることから、（７）式の右辺と［Ｍｎ］等のデータから実験的に、Ｐ_ＣＯ＝１０［Ｃ］・［Ｍｎ］^{−０．９４}が求められた。一方、Ｐ_Ｎ２は、前記（12）式より、［Ｎ］^２に比例することから、(12)式の右辺の２乗と［Ｎ］等のデータから実験的に、Ｐ_Ｎ２＝１２２６・［Ｎ］^２が求められたのである。

そして、Ｐ_ＣＯ＋Ｐ_Ｎ２（＝１０・［Ｃ］×［Ｍｎ］^{−０．９４}＋１２２６［Ｎ］^２）が大きくなると、ブローホールが発生し、表面疵が生じるのであるが、ブローホールの発生は当然ながら、仕上げ面粗さにも影響を及ぼすことになる。Ｐ_ＣＯ＋Ｐ_Ｎ２と仕上げ面粗さの関係については、後記図１に示すようになり、表面疵の有無だけでなく、仕上げ面粗さにおいても、その閾値は１．２程度であることが明らかである。

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、その量を適切に制御することによって、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％以上確保するのが良いが、０．０２％を超えると表面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。

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製造することになるが、そ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、Ｓｉ：０．００４％以下が可能となる。

その鋳造時に所定の磁場を付与する電磁攪拌によって製造することが好ましい。上記のような電磁攪拌は、凝固時に生成するブローホールを低減して疵を防止し、表面性状を良好にするという観点から、行なわれているものであるが、こうした電磁攪拌を併用することはＭｎＳの大型、球状化とブローホールの生成抑制を両立する上で極めて有用である。こうした電磁攪拌をするに際しては、付与する磁場は１００〜５００Ｇａｕｓｓ程度とするのが良い。磁場の強さは１００Ｇａｕｓｓ未満では、電磁攪拌する効果が発揮できず、５００Ｇａｕｓｓを超えると連続鋳造鋳型内での溶鋼流速が激しくなり、モールドハウダーを巻き込む等、鋳造自体が困難となる。

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。このとき、必要によって鋳型に磁場を付与して電磁攪拌を行なった。

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、１２５０℃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固溶Ｎ量を測定すると共に、下記の条件によって切削試験をおこなった。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。

［固溶Ｎ量の測定］
固溶Ｎ量は、トータルＮ（不活性ガス融解熱伝導度法）と化合物中Ｎ（１０％アセチルアセトン＋１％テトラメチルアンモニウムクロリド＋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にて測定）の差によって求めた。

［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、表面疵を調査し、自動疵見装置で探傷し、疵が無い場合を「○」、
疵が認められても手入れで除去できるものを「△」、手入れでも除去
できないものを「×」と評価した。

切削試験結果を、（１）式の左辺の値、磁場の強さ、等と共に、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．７〜２１）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。特に、電磁攪拌を施したもの（試験Ｎｏ．１０〜２１）では、ブローホールに基づく表面疵も低減され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．１〜５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、（１）式の左辺の値と切削仕上げ面粗さ（最大高さＲｚ）の関係を磁場の有無と共に図１に示す。

（１）式の左辺の値と切削仕上げ面粗さ（最大高さＲｚ）の関係を磁場の有無と共に示したグラフである。

Claims (4)

1. 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 ：０．３５〜１％、
   Ａｌ：０．００５％以下（０％を含まない）、
   Ｏ ：０．００８〜０．０３％、
   Ｎ ：０．００７〜０．０３％を夫々含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物であり、且つＭｎ含有量［Ｍｎ］とＳ含有量［Ｓ］の比［Ｍｎ］／［Ｓ］が３〜４の範囲にあると共に、下記（１）式を満足するものであることを特徴とする被削性に優れた低炭素硫黄快削鋼。
   １０・［Ｃ］×［Ｍｎ］^{−０．９４}＋１２２６・［Ｎ］^２≦１．２…（１）
   但し、［Ｃ］，［Ｍｎ］および［Ｎ］は、夫々Ｃ，ＭｎおよびＮの含有量（質量％）を示す。
2. 固溶Ｎ量が０．００２〜０．０２％である請求項１に記載の低炭素硫黄快削鋼。
3. Ｔｉ，Ｃｒ，Ｎｂ，Ｖ，およびＺｒよりなる群から選ばれる１種以上を、合計で０．０２％以下に抑制したものである請求項２に記載の低炭素硫黄快削鋼。
4. 鋳造時に１００〜５００Ｇａｕｓｓの磁場を付与する電磁攪拌によって製造されたものである請求項１〜３のいずれかに記載の低炭素硫黄快削鋼。

Images