JP4768117B2 - 被削性および冷間加工性に優れた鋼、および機械部品 - Google Patents
被削性および冷間加工性に優れた鋼、および機械部品 Download PDFInfo
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、被削性および冷間加工性の双方に優れた鋼、及び該鋼を用いて得られる機械部品に関するものである。本発明の鋼は、冷間鍛造、冷間圧造、冷間転造等の冷間加工によって所定形状に冷間加工した後、切削加工により最終仕上げ加工を行う分野に好適に利用することができる。
【０００２】
【従来の技術】
冷間加工は、熱間加工に比べて生産性が高いうえに鋼材の歩留まりも良好なことから、ボルト、ナット、ねじ等の機械部品や電装部品を効率よく製造する為の方法として汎用されている。近年における冷間加工技術の向上は著しく、ニアネットシェイプ、ネットシェイプ等により、仕上げ切削加工の工程を減らそうという試みがなされている。しかしながら、最終製品の精度や表面品位に対する要求特性を満足させるには、まだまだ切削加工に頼らざるを得ないのが現状であり、従って、被削性と冷間加工性の双方に優れた鋼への要求は、依然高いものがある。
【０００３】
ここで、被削性の向上に関しては、鋼中にＳを添加し、ＭｎＳ等の硫化物を形成させたり、Ｐｂを添加することが有効であることは良く知られている。ところが鋼中にＳやＰｂを添加すると冷間加工性が低下するという問題がある。
【０００４】
そこで上記問題を解決し、硫化物の形態を制御して冷間加工性の向上を図るべく、本願出願人は種々提案している。
【０００５】
例えば▲１▼特開昭４９−５８０１９及び▲２▼特開昭５０-７７１７には、Ｓを０．０４〜０．０９％含有し、ＺｒをＺｒ／Ｓ：０．５〜４または０．７〜２．５の割合で含有する被削性および冷間加工性に優れた鋼が開示されている。これは、鋼中にＳを添加することにより被削性を改善させると共に、Ｓ添加による冷間加工性の劣化を回復すべくＺｒを添加し、Ｚｒ／Ｓの比率を制御するというものである。Ｚｒを添加し、ＭｎＳ中にＺｒを固溶させ、（Ｍｎ，Ｚｒ）Ｓとすることにより硫化物の変形能が低下し、冷間加工性向上に悪影響を及ぼす圧延方向に長く伸びた硫化物が、丸みを帯びた硫化物となる結果、冷間加工性が向上するのである。
【０００６】
更に▲３▼特公昭５９−４７０２４は、「細長く延伸した硫化物系介在物は冷間加工性を阻害する為、鋼中のＳ含有量を極力抑えることが有効であるが、反面、Ｓ含有量の減少に伴い被削性は著しく低下する」という実情に鑑み、鋼中の硫化物の組成を、従来のＭｎＳ主体のものから、Ｃａによる脱酸、脱硫後にＳを０．０１〜０．１５％添加することにより微細に分散したＣａＳ、Ｃａ−Ｍｎ−Ｓ系の高融点硫化物とし、圧延後の加工時に延伸し難い硫化物とすることにより、鋼中のＳ量を著しく低下させることなしに鋼材の異方性を軽減して冷間加工性の改善を図るものである。即ち、この技術は、上記▲１▼または▲２▼で用いたＺｒの代わりにＣａを添加して同様の効果を得ようとするものであり、Ｓ及びＣａの強制添加により、硬質酸化物であるＡｌ2Ｏ3を低減せしめ、被削性を改善しようというものである。
【０００７】
この様に本願出願人は、これまでにも、硫化物形成による被削性向上を図りつつ、該硫化物の形態を制御して冷間加工性の改善を図るという観点から、鋼中にＺｒやＣａを添加する技術を開示しているが、本発明では上記従来技術とは異なり、Ｍｇ添加により硫化物の形態を制御し、被削性と冷間加工性の双方に優れた新規な鋼を提供しようというものである。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】
本発明の目的は、冷間加工後に切削加工される鋼に適用される鋼であって、優れた冷間加工性を保持したまま、被削性を向上することのできる鋼を提供することにある。
【０００９】
【課題を解決するための手段】
上記課題を解決し得た本発明の被削性および冷間加工性に優れた鋼とは、質量％で（以下、特に断らない限り、「％」とは「質量％」を意味するものとする）、Ｍｇ：０．０００５〜０．０２％、Ｓ：０．００３〜０．０７％を含有すると共に、圧延材の縦断面積（圧延方向と平行な断面）0.5mm×0.5mm中に存在する硫化物中のＭｇとＳの原子比が平均で０．０１〜０．２０であり、該縦断面積中に存在する長さ５０μｍ以上の硫化物が全硫化物に占める比率が面積率で１０％以下を満足するところに要旨を有するものである。ここで、Ｍｇの含有量は下式（１）及び／又は（２）を満足し、Ａｌ：０．００１〜０．０５％、Ｏ：０．００４０％未満（０％を含まない）を含有することが推奨される。添加したＭｇは、酸化物及び硫化物の形成に用いられるが、酸化物の形成に寄与するＭｇ量を考慮し、上記式を設定した次第であり、これにより、硫化物中のＭｇ／Ｓの原子比を適切に調整することが可能になる。
([S]/150)＋0.75×[O]≦［Mg]≦([S]/20)＋0.75×[O]…（１）
[Mg]≧0.05×[Al] …（２）
式中、［ ］は、各元素の含有量（質量％）を意味する。
【００１０】
本発明鋼は、基本的に
Ｃ ：０．００１〜０．７％、
Ｓｉ：１％以下（０％を含む）、
Ｍｎ：２％以下（０％を含む）
を含有し、残部：実質的に鉄であるが、更に、Ｐ：０．０３％以下（０％を含む）、Ｃｒ：１．５％以下（０％を含む）、Ｎ：０．００２〜０．０３％を含有するもの；Ｃａ：０．０１％以下（０％を含まない）を含有するもの；Ｂ：０．００６％以下（０％を含まない）を含有するもの；Ｐｂ：０．１％以下、及び／又はＢｉ：０．１％以下を含有するものは、いずれも本発明の好ましい態様である。
【００１１】
更に、上記鋼を用いて得られる機械部品も本発明の範囲内に包含される。
【００１２】
【発明の実施の形態】
本発明者らは、被削性と冷間加工性の双方に優れた新規な鋼を提供すべく、鋭意検討してきた。基本的には、「鋼中にＳを添加し、ＭｎＳ等の硫化物を形成させて被削性を向上させると共に、硫化物の形態を制御して冷間加工性を改善する」という観点に立ち、特に、Ｍｇ添加によって硫化物の形態を制御する方法について検討を重ねてきた。その結果、硫化物形成に伴う冷間加工性の低下を防止するには、硫化物中のＭｇとＳの原子比を所定範囲内に制御することが有効であること、更に、硫化物のなかでも特に大きな硫化物（具体的には長さ５０μｍ以上の硫化物）が冷間加工性に悪影響を及ぼすことを突き止め、本発明を完成した。
【００１３】
尚、本発明と同様、Ｍｇに着目して硫化物の形態制御を図り、被削性と冷間加工性の両立を図る技術はこれまでにも開示されている。例えば▲４▼特公昭４６−３０９３５には、被削性改善の目的でＭｇを添加する技術が開示されている。また、▲５▼特公昭５２−７４０５及び▲６▼特公昭４６−３０９３５には、ＭｇとＳ，Ｓｅ、Ｔｅの元素を複合添加することによって鋼中に細かく分散した快削性介在物が形成され、被削性が向上する旨記載されている。
【００１４】
更に最近では、歯車用浸炭用鋼の分野においても、歯元疲労強度及び耐ピッチング性に優れた歯車を提供する目的で、鋼中にＭｇを含有する歯車用浸炭用鋼が提案されている（▲７▼特開平７−１８８８５３及び▲８▼特開平７−２３８３４２）。これらの公報には、Ｍｇ添加により酸化物系介在物のサイズが微細化されて面疲労強度が向上すると共に、ＭｎＳにＭｇが複合して（Ｍｎ，Ｍｇ）Ｓとなって球状化される為、圧延時の延伸性が大幅に抑制され、歯車の曲げ疲労強度が顕著に向上することが記載されている。
【００１５】
しかしながら、上記公報を精査しても、被削性を向上させつつ冷間加工性の改善を図るには、硫化物中のＭｇとＳの原子比、および長さ５０μｍ以上の硫化物を夫々制御することが有用である、という本発明の最重要ポイントについては開示も示唆もされていない。上記の如く硫化物を制御する為には、特に、熱間圧延条件を適切に制御することが重要であるが、従来の製造方法では、この点に関する配慮が充分なされているとは言えず、所望の硫化物形態に制御することは極めて困難だからである。
【００１６】
以下、本発明の特性である被削性及び冷却間加工性について説明する。
【００１７】
まず、被削性向上についてであるが、本発明では、Ｍｇ添加により、特に工具寿命低下に大きな影響を及ぼすＡｌ2Ｏ3等の酸化物系介在物の組成を改質し、更に微細化して無害化させるものであり、この点は基本的に、上記▲４▼〜▲６▼の場合と同様である。通常の鋼はＡｌ，Ｓｉにより脱酸されるが、その結果、鋼中に形成される酸化物（特にＡｌ2Ｏ3）は非常に硬く、切削加工時に工具のアブレッシブ摩耗を助長させ、工具寿命を低下させる。Ｍｇを添加すると、上記酸化物はＡｌ2Ｏ3から、ＭｇＯ・Ａｌ2Ｏ3またはＭｇＯに改質される。このＭｇＯ・Ａｌ2Ｏ3またはＭｇＯは、Ａｌ2Ｏ3と比べて凝集し難い為、微細に分散させることが可能である。更に、これら酸化物を核として硫化物を晶出させ、酸化物を軟らかい硫化物で包むことにより、より無害化され、被削性を向上させることができると考えられる。
【００１８】
次に、本発明の最重要ポイントである冷間加工性の向上について述べる。これは、本願出願人が先に開示した前記▲１▼及び▲２▼の技術、即ち、ＣａやＺｒをＭｎＳ中に固溶させ、（Ｍｎ，Ｃａ）Ｓや（Ｍｎ，Ｚｒ）Ｓとし、硫化物の延伸を抑制する技術と同様の観点からなされたものであり、ＣａやＺｒの代わりにＭｇを添加するものである。溶鋼中に添加されたＭｇは、Ａｌ2Ｏ3等の酸化物組成を改質するのに使用されると共に、その残りはＭｎＳ中に固溶することになる。つまり、ＭｎＳが（Ｍｎ，Ｍｇ）Ｓに変化するのであるが、この改質効果により、硫化物（ＭｎＳ）の延伸が抑制されて球状化が達成される結果、冷間加工性が向上するのである。
【００１９】
この様に本願発明における冷間加工性の向上は、基本的には従来の考え方を踏襲するものであるが、本発明者らが検討を重ねたところ、それだけでは充分優れた特性を得ることはできず、更に、硫化物中のＭｇ／Ｓ原子比、長さ５０μｍ以上の大きな硫化物を制御することが必要であることが明らかになった。
【００２０】
まず、本発明では硫化物中のＭｇ／Ｓ原子比を所定範囲に制御することが必要である。ちなみに鋼中のＭｇ／Ｓ原子比を制御することは従来でも行われていた（例えば前記▲４▼及び▲５▼）が、本発明は、鋼中のＭｇ／Ｓ原子比ではなく、硫化物中のＭｇ／Ｓ原子比を制御する点で相違する。本発明者らが検討したところ、従来の様に鋼中のＭｇ／Ｓ原子比を制御するだけでは、添加したＭｇが全て、冷間加工性向上に有効な（Ｍｎ，Ｍｇ）Ｓに全て変化する訳では決してなく、冷間加工性に悪影響を及ぼすＭｇＯ等の酸化物を形成するのに使用される為、期待した程度の冷間加工性が必ずしも得られないことが分かった。そこで本発明者らは発想を変え、冷間加工性に直接影響を及ぼす硫化物中のＭｇ／Ｓ原子比に着目し、当該原子比を制御できないか、更に検討を重ねた。その結果、Ｍｇの量を、好ましくは上式（１）及び／又は（２）を満足する様に制御して添加すれば、硫化物中のＭｇ／Ｓ原子比をうまくコントロールすることができることを突き止めた。具体的には、硫化物中のＭｇ／Ｓ原子比を０．０１〜０．２０とすることが有効であることを見出した。
【００２１】
ここで、硫化物中のＭｇ／Ｓ原子比が０．０１未満では所望の効果が得られない。好ましくは０．０３以上、より好ましくは０．０５以上である。但し、上記原子比が０．２０を超えると、球状でも大きい硫化物が生成し易くなり、コスト面でも不利である。好ましくは０．１７以下、より好ましくは０．１５以下である。
【００２２】
尚、Ｍｇ添加により硫化物の形態を制御するという本発明の趣旨からすれば、理論的には、硫化物中のＭｇ／Ｓ原子比ではなく、硫化物中のＭｇ濃度を特定する方が適切である。しかしながら、実際にＭｎＳ中のＭｇ濃度を測定しようとすると、ＭｎＳサイズの影響を受け、正確なＭｇ濃度の測定値が得られないのが実情である。そこで測定困難なＭｇ濃度に代えてＭｇ／Ｓの原子比を定めた次第である。
【００２３】
詳細には、圧延方向と平行な縦断面で切断し、鏡面を研磨したサンプルについて、光学顕微鏡（倍率１００倍）を用い、０．５ｍｍ×０．５ｍｍの視野に存在する硫化物を５０個以上任意に選択し、ＥＰＭＡにて組成分析した。同様の操作を合計１００視野について実旋し、その平均値を硫化物中のＭｇ／Ｓ原子比とした。
【００２４】
尚、本発明における硫化物とは、ＭｎＳの他、ＦｅＳ，ＭｇＳ等、或いはこれらの複合物［（Ｍｎ，Ｆｅ）Ｓ，（Ｍｎ，Ｍｇ）Ｓ，（Ｍｎ，Ｆｅ，Ｍｇ）Ｓ等］等が挙げられる。その他、Ｃａ，Ｚｒ，ＲＥＭ，Ｔｉ等を含む硫化物も包含される。尚、Ｍｇは、すべての硫化物中に含まれる必要はないが、硫化物の特性を均一化する（硫化物形態制御による被削性及び冷間加工性の向上効果を有効に発揮させる）という観点からすれば、できるだけ多くの硫化物中にＭｇ量が同程度に含まれていることが推奨される。
【００２５】
この様に硫化物中のＭｇ／Ｓ原子比を制御することにより硫化物を球状化させることができるが、単に硫化物を球状化するだけでは、所望の冷間加工性向上効果は得られないことが分かった。従来は、「細長く圧延した硫化物系介在物は冷間加工性に悪影響を及ぼすので、丸みを帯びた硫化物に制御する」という認識のもと、鋭意検討されてきた。ところが本発明者らの検討結果によれば、細長く延びた硫化物であっても、サイズが小さいものは冷間加工性を阻害しないこと；また、硫化物を球状にしても、サイズが大きいものは冷間加工性を阻害することが始めて明らかになった。即ち、冷間加工性に最も寄与するのは、硫化物の形状（細長い形状・球状形状）ではなく、サイズであることを突き止め、本発明では、長さ５０μｍ以上の硫化物が全硫化物中に占める比率を面積率で１０％以下に制御した次第である。逆に言えば、硫化物が存在していても、長さ５０μｍ未満の硫化物が９０％を超える面積率で存在するものは、優れた冷間加工性が得られるのである。
【００２６】
ここで、「長さ」とは、上記縦断面にて観察される硫化物のうち最大の長さを意味する。従って、本発明では、長さが５０μｍ以上のものであれば、細長い形状の硫化物は勿論のこと、球状の硫化物であっても、当該硫化物が全硫化物中に占める比率が面積率で１０％以下のものは全て本発明の範囲内に包含される。上記趣旨からすれば、当該硫化物の面積率は少なければ少ない程好ましく、０％も本発明の範囲内に包含される。
【００２７】
ここで、硫化物の面積率は、圧延方向に平行な縦断面の埋込サンプルを研磨したものについて、光学顕微鏡（倍率１００倍）を用い、一視野当たり０．５ｍｍ×０．５ｍｍ、合計１００視野を画像解析装置（株式会社ニレコ製ＬＵＺＥＸ Ｆ）で測定したデータを基に算出した。尚、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がマトリックスに対して充分区別できるように、その都度調整した。
【００２８】
次に、本発明を構成する鋼中成分について説明する。
【００２９】
Ｍｇ：０．０００５〜０．０２％
Ｍｇは、酸化物・硫化物の形態を制御して所望の被削性及び冷間加工性を得る為に必須の元素である。特に、酸化物及び硫化物の双方を所望の形態に制御する為には少なくとも０．０００５％以上添加することが必要である。好ましくは０．００１０％以上、より好ましくは０．００１５％以上である。但し、過剰に添加しても効果は飽和してしまい、経済的に無駄であるので、その上限を０．０２％とした。好ましくは０．０１５％以下、より好ましくは０．０１２％以下である。
【００３０】
Ｓ：０．００３〜０．０７％
Ｓは、被削性向上に必須の元素であり、この様な作用を有効に発揮させる為には０．００３％以上添加することが必要である。好ましくは０．００５％以上、より好ましくは０．００８％以上である。但し、過剰に添加すると冷間加工性が低下するのみならず、「Ｍｇ添加による硫化物形態の適正化」という本願発明の課題を達成するうえでも、その上限を０．０２％とする。好ましくは０．１５％以下、より好ましくは０．１２％以下である。
【００３１】
Ｏ：０．００４０％未満（０％を含まない）
Ｏは酸化物を形成し、該酸化物が硫化物の核となり得る為、有用な元素であるが、過剰に添加すると被削性が低下するので、その上限を０．００４０％未満とする。好ましくは０．００２０％未満である。
【００３２】
尚、硫化物中への固溶に必要なＭｇ量は、硫化物中のＳ量及びＯ量によっても変化するので、上式（１）を満足するＭｇ量を鋼中に添加することが推奨される。
【００３３】
Ａｌ：０．００１〜０．０５％
Ａｌは脱酸元素として有用であるが、０．００１％未満では、脱酸作用が不充分であり、酸素量の制御が困難である。また、ＡｌはＭｇと複合酸化物を形成して硫化物の核となって、硫化物の形態制御に寄与するが、０，００１％未満では、かかる作用も充分発揮されない。好ましくは０．００５％以上である。但し、０．０５％を超えると、硬質なアルミナ系酸化物が主に形成され、被削性が低下するほか、硫化物中のＭｇ量を低下させる等の不具合が生じる。好ましくは０．０４５％以下である。
【００３４】
尚、硫化物中のＭｇ量を低下させないようにする為には、上式（２）を満足する様に、Ａｌを鋼中に含有することが推奨される。
【００３５】
参考までに、本発明の必須元素である上記Ｍｎ，Ｓの各添加量と、本発明で特定する要件・特性との関係をグラフ化して示す（図１〜８）。
【００３６】
まず、図１〜５は、後記する実旋例において、Ｍｇ添加量を種々変化させたＮｏ．１〜４と、Ｍｇを含有しないＮｏ．１２［これらは、Ｍｇを除く主成分元素は、同一の狙い（Ｓ４５Ｃ）で溶製したものである］の結果をプロットしたものである。
【００３７】
このうち図１は、Ｍｇ量と、硫化物中のＭｇ／Ｓ原子比との関係をグラフ化したものである。図１より、Ｍｇ添加によりＭｇ／Ｓの原子比が大きくなり、０．０００５％以上添加すると、所望の原子比に制御できることが分かる。
【００３８】
また、図２は、Ｍｇ量と、全硫化物中に占める長さ５０μｍ以上の硫化物面積率との関係をグラフ化したものである。図２より、Ｍｇ添加によって、所望とする長さ５０μｍ以上の硫化物面積率は小さくなり、０．０００５％以上添加すると、所望の面積率に制御できることが分かる。
【００３９】
また、図３〜５は、Ｍｇ量と割れ発生限界（冷間加工性の指標）との関係、Ｍｇ量とドリル寿命（被削性の指標の一つ）との関係、Ｍｇ量と超硬旋削寿命（被削性の指標の一つ）との関係を、夫々グラフ化したものである。これらの図より、Ｍｇ添加によって上記の諸特性は向上し、Ｍｇを０．０００５％以上添加すると、本発明の目標レベル［割れ発生限界率５５％以上、ドリル寿命（V100）３０m/min以上、超硬旋削寿命（T200）３５min以上］をクリアできることが分かる。
【００４０】
次に、図６〜８は、後記する実旋例において、Ｓ添加量を種々変化させたＮｏ．１〜４、５−１、６−１（全てＭｇ添加鋼）、１２〜１４（Ｍｇ無添加鋼）［これらは、Ｓを除く主成分元素は、同一の狙い（Ｓ４５Ｃ）で溶製したものである］の結果をプロットしたものであり、Ｓ量と割れ発生限界との関係（図６）、Ｓ量とドリル寿命との関係（図７）、Ｓ量と超硬旋削寿命との関係（図８）を示夫々示している。
【００４１】
Ｓ量が増えると鋼中の硫化物が増加し、被削性は向上する反面、冷間加工性が低下することは周知であるが、上記図６〜８の結果より、Ｍｇを添加した本発明鋼（Ｎｏ．１〜４、５−１、６−１；図中◆）では、Ｍｇを添加しない比較鋼（Ｎｏ．１２〜１４；図中◇）とは異なり、冷間加工性を阻害することなく被削性が向上することが分かる。このことは、Ｓ量を概ね同一にしたときの各供試鋼間で対比すると明瞭でなる。例えば、Ｓ量が約０．０１％と略同一であるがＭｇ添加の有無が相違するＮｏ．１〜４とＮｏ．１２；Ｓ量が約０．０４％と略同一であるがＭｇ添加の有無が相違するＮｏ．５−１とＮｏ．１３；Ｓ量が約０．０６％と略同一であるがＭｇ添加の有無が相違するＮｏ．６−１とＮｏ．１４とを夫々比較すると、いずれもＭｇ添加により、冷間加工性、被削性が共に向上している。特に被削性に関しては、Ｍｇを添加した上記の各供試鋼は、Ｓが通常レベルのＳ４５Ｃベース鋼に、更にＳを０．０６％添加したＮｏ．１４（Ｓ：０．０６％，Ｍｇ無添加）と同等またはそれ以上の優れた被削性が得られている。同様に冷間加工性に関しても、Ｍｇを添加した上記の各供試鋼は、Ｓ４５Ｃベース鋼であるＮｏ．１２（Ｓ：０．０１２％，Ｍｇ無添加）と同等またはそれ以上の優れた冷間加工性が得られた。
【００４２】
以上、本発明を特徴付けるＭｇ、Ｓの各成分について詳述したが、次に、本発明を構成する基本成分について説明する。
【００４３】
Ｃ：０．００１〜０．７％
Ｃは、最終製品の強度を確保する為に必須の元素である。０．００１％未満では所望の強度が得られない。好ましくは０．００３％以上である。一方、０．７％を超えると強度が高過ぎて冷間加工性が大幅に低下する。好ましくは０．６％以下である。
【００４４】
Ｓｉ：１％以下（０％を含む）
Ｓｉは脱酸剤として有用な元素であり、この様な作用を有効に発揮させる為には０．００５％以上（より好ましくは０．０１％以上）添加することが好ましい。但し、過剰に添加すると固溶強化により冷間加工性、被削性共に低下する為、その上限を１％とした。好ましくは０．７％以下である。
【００４５】
Ｍｎ：２％以下（０％を含む）
Ｍｎは、所定の強度を付与すると共に、ＭｎＳ介在物を形成し、被削性を向上させる為に有効な元素である。この様な作用を有効に発揮させる為には０．４０％以上（より好ましくは０．５０％以上）添加することが好ましい。但し、過剰に添加すると強度が高くなり過ぎて冷間加工性が低下する為、その上限を２％とした。好ましくは１．６％以下である。
【００４６】
本発明の鋼は上記成分を基本的に含有するものであり、残部：鉄及び不純物であるが、Ｍｇ添加による硫化物の形態制御作用を一層有効に発揮させる等の目的で、更に下記元素を積極的に添加することができる。
【００４７】
Ｃａ：０．０１％以下（０％を含まない）
Ｃａは硫化物の形態制御に有効な元素であり、この様な作用を有効に発揮させる為には、０．０００５％以上（より好ましくは０．００１０％以上）添加することが好ましい。但し、過剰に添加してもその効果は飽和してしまい、経済的に無駄であるので、その上限を０．０１％とした。好ましくは０．００８％以下である。
【００４８】
Ｂ：０．００６％以下（０％を含まない）
Ｂは、ＢＮを形成し、固溶Ｎによる時効効果によって冷間加工時の荷重を低減させるのに有効な元素である。従って、被削性よりも冷間加工性を重視する場合には積極的に添加することが好ましく、０．０００５％以上（より好ましくは０．００１０％以上）添加することが推奨される。但し、過剰に添加すると熱間延性を低下させる為、その上限を０．００６％とした。好ましくは０．００５％以下である。
【００４９】
Ｐｂ：０．１％以下（０％を含まない）及び／又はＢｉ：０．１％以下（０％を含まない）
Ｐｂ及びＢｉの低融点金属は、被削性向上に極めて有効な元素である。従って、冷間加工性よりも被削性が重視される場合には、夫々、０．００５％以上（より好ましくは０．０１％以上）添加することが推奨される。しかし、過剰に添加すると冷間加工性が低下する為、その上限を０．１％とした。好ましくは夫々、０．０９％以下である。尚、これらの元素は、単独で使用しても良いし、両者を併用しても構わない。
【００５０】
更に本発明では、下記元素を以下の様に制御することが推奨される。
【００５１】
Ｐ：０．０３％以下（０％を含む）
Ｐは鋼の延性を低下させる為、できるだけ少ない方が好ましい。本発明では不純物レベルで、どうしても含まれてしまうＰ量の上限を０．０３％とした。好ましくは０．０２％以下である。
【００５２】
Ｃｒ：１．５％以下（０％を含む）
Ｃｒは所定の強度を付与するのに有効な元素である。この様な作用を有効に発揮させる為には０．０３％以上（より好ましくは０．０５％以上）添加することが好ましい。しかし、多量に添加すると硬くなり過ぎて冷間加工性および被削性に悪影響を及ぼすことから、その上限を１．５％とした。好ましくは１．２％以下である。
【００５３】
Ｎ：０．００２〜０．０３％
Ｎは、鋼中に硬い窒化物、炭窒化物を生成して冷間加工性を阻害する元素であるので、被削性よりも冷間加工性を重視する場合には、できるだけ少ない方が好ましい。但し、被削性向上の観点からすれば、時効効果により鋼を脆化させる為、有用な元素でもある。本発明では上記特性を総合的に勘案して、下限を０．００２％、上限を０．０３％に定めた。好ましくは０．００３％以上、０．０２５％以下である。
【００５４】
上記元素の他、本発明の作用を損なわない範囲で他の元素を添加することも可能である。例えば、JIS G 4051に規定される機械構造用炭素鋼鋼材、JIS G 4102に規定されるニッケルクロム鋼鋼材、JIS G 4103に規定されるニッケルクロムモリブデン鋼鋼材、JIS G 4104に規定されるクロム鋼鋼材、JIS G 4105に規定されるクロムモリブデン鋼鋼材、JIS G 4106に規定される機械構造用マンガン鋼鋼材及びマンガンクロム鋼鋼材等にも適用することができる。また、ボロン鋼鋼材、非調質鋼鋼材等にも適用可能である。本発明に用いられる他の元素の好適添加量は以下の通りである。
【００５５】
Ｃｕ：２．０％以下（０％を含む）、Ｎｉ：２．０％以下（０％を含む）、
Ｍｏ：１．０％以下（０％を含む）
これらの元素はいずれも、所望の強度を確保するのに有用な元素である。この様な作用を有効に発揮させる為には、Ｃｕ：０．０１％以上、Ｎｉ：０．０１％以上、Ｍｏ：０．０１％以上添加することが好ましい。但し、過剰に添加すると被削性が低下する等の悪影響を及ぼすので、用途に応じて、その上限を上記範囲内に適切に制御することが推奨される。
【００５６】
Ｔｉ：０．３％以下（０％を含む）、Ｖ：０．５％以下（０％を含む）、
Ｎｂ：０．３％以下（０％を含む）
これらの元素はいずれも、調質後の組織の微細化、強度・靭性バランスの向上に有効な元素である。また、非調質鋼においても、強度を大幅に向上し、組織も微細化して靭性を向上させるというメリットがある。この様な作用を有効に発揮させる為には、Ｔｉ：０．００５％以上、Ｖ：０．００５％以上、Ｎｂ：０．００２％以上添加することが好ましい。但し、過剰に添加すると逆に悪影響を及ぼす様になるので、その上限を上記範囲に適切に制御することが推奨される。
【００５７】
次に、本発明の最重要ポイントである硫化物の形態を制御する方法について説明する。
【００５８】
前述した通り、本発明は、硫化物中のＭｇ／Ｓ原子比を制御すると共に、長さ５０μｍ以上の硫化物の面積率を制御するところに最重要ポイントが存在する。このうち前者（硫化物中のＭｇ／Ｓ原子比）は、上述した通りであるので、後者の「長さ５０μｍ以上の硫化物を制御する」方法について説明する。
【００５９】
本発明の如く硫化物のサイズを制御する為には、特に、熱間圧延条件を適切に制御することが必要である。具体的には、鋼片の加熱温度を９５０〜１０５０℃とし、圧延終了温度を９２５℃以上に制御する、という高温圧延を採用するものであり、圧延終了後、８５０〜６００℃までの冷却速度は５℃／秒以下に制御することにより、所望の硫化物形態を得ることができる。本発明の如く圧延条件を高温に制御する方法は、実操業レベルでは現実に採用されていなかったというのが実情であるが、本発明では、敢えてこの様な高温圧延を旋すことによって所望の硫化物を形成させ、被削性及び冷間加工性の飛躍的向上に成功したものである。
【００６０】
以下、各要件について説明する。
【００６１】
鋼片の加熱温度：９５０〜１０５０℃
圧延終了温度 ：９２５℃以上
本発明では、鋼片の加熱温度９５０℃以上、圧延終了温度９２５℃以上と高温圧延する。この様に高温加熱することにより所望の硫化物形態が得られる理由は詳細には不明であるが、以下の様に考えられる。これらの温度が低いと、硫化物がマトリックスより変形抵抗が小さい為、より延伸し易くなる。これに対し、上記温度が高温になると、硫化物とマトリックスの変形抵抗が逆転するか、または両者の差が小さくなることにより硫化物が延伸し難くなったものと考えられる。好ましくは、鋼片の加熱温度：９５０℃以上（より好ましくは９６０℃以上）、圧延終了温度：９２５℃以上（より好ましくは９３０℃以上）に制御することが推奨される。
【００６２】
但し、鋼片の加熱温度が１０５０℃を超えると、結晶粒が粗大化して延性が低下する他、生産性が低下する等の問題がある。好ましくは１０４０℃以下、より好ましくは１０３０℃以下である。
【００６３】
また、圧延終了温度の上限は特に限定されないが、実操業レベルに適用することを考慮すると１０００℃以下（より好ましくは９８０℃以下）に制御することが推奨される。
【００６４】
８５０〜６００℃までの冷却速度：５℃／秒以下
本発明材は冷間加工に供される為、圧延後の強度は小さい方が好ましい。圧延仕上がり温度は圧延後の強度に大きな影響を及ぼし、圧延仕上がり温度が高いと圧延後の強度は高くなり易い為、本発明では、圧延後の冷却速度も制御する必要がある。かかる観点から、本発明では圧延完了後、８５０〜６００℃までの冷却速度を５℃／秒以下に定めた。好ましくは４．５℃／秒以下、より好ましくは４℃／秒以下である。ここで、圧延温度とは、圧延中の鋼材の表面温度を放射温度計にて測定した温度のことである。
【００６５】
この様に所望の硫化物形態を得る為には、上記圧延条件及び圧延後の冷却速度に制御することが必要であり、その他の要件については特に限定されず、所望の形態が得られる様、適宜好適な条件を採用することができるが、例えば、圧延開始温度を概ね９３０℃以上、粗列圧延終了温度を概ね９００℃以上に制御することが推奨される。
【００６６】
以下実旋例に基づいて本発明を詳述する。ただし、下記実旋例は本発明を制限するものではなく、前・後記の趣旨を逸脱しない範囲で変更実旋することは全て本発明の技術範囲に包含される。
【００６７】
【実旋例】
高周波溶解炉を用い、表１に示すＳ４５Ｃをベースとした化学成分の鋼材を溶製し、１５５ｍｍ角の鋼片を作製した。その後、表２に示す圧延条件で鋼片を加熱、熱間圧延し、φ５０ｍｍの棒鋼とした。
【００６８】
次に、硫化物の形態を調査すべく、前述の方法により硫化物中のＭｇ／Ｓ原子比、および全硫化物中に占める長さ５０μｍ以上の硫化物の面積率を測定した。
【００６９】
また、冷間加工性及び被削性の評価方法は以下の通りである。
【００７０】
［冷間加工性］
圧延材のＤ／４部よりφ２０×３０ｍｍの試験片（平滑）を作製し、1600ｔメカニカルプレスにより圧縮試験を行い、割れ発生限界を調査することにより冷間加工性を評価した。尚、この試験方法は、日本塑性加工学会が「鍛造、塑性加工技術シリーズ４」コロナ社、１５５頁で推奨する内容を参考にしたものであり、試験片としては、当該頁付図１の１号Ａ（φ２０×３０ｍｍ）を用い、耐圧板は、同心円溝付き拘束型耐圧板を使用した。
【００７１】
割れ発生限界は、各供試材につき、５個ずつの試験片を加工率２．５％ずつ繰返し加工していき、全ての試験片表面に割れが発生しない加工率の最大値と定義した。
【００７２】
［被削性］
被削性の評価は、ハイスドリル寿命試験及び超硬旋削寿命試験によって行った。各試験条件は以下の通りである。
ハイスドリル試験条件
切削様式 ：ドリル
工具 ：φ１０ストレートドリル ＳＫＨ５１
切削速度 ：２０〜５０（ｍ／ｍｉｎ）
送り速度 ：０．２１（ｍｍ／ｒｅｖ）
切削油 ：なし（乾式）
穴深さ ：３０（ｍｍ）未貫通
工具寿命判定：工具溶損
超硬旋削試験条件
切削様式 ：旋削
工具 ：Ｐ１０超硬チップ（コーティングなし）
切削速度 ：２００（ｍ／ｍｉｎ）
送り速度 ：０．２５（ｍｍ／ｒｅｖ）
切込み ：１．５（ｍｍ）
切削油 ：なし（乾式）
工具寿命判定：ＶＢ摩耗量０．２（ｍｍ）
このうちハイスドリル試験は、上記試験条件にて切削速度を数条件変動させ、溶損までの穴深さの合計が１００ｃｍとなるときの切削速度［Ｖ100（m/min）］を算出するもので、この値が大きい程被削性に優れることを意味する。
【００７３】
また、超硬旋削寿命試験は、上記試験条件で切削し、逃げ面摩耗幅ＶＢ＝0.2mmに達するまでの加工時間［Ｔ200（min）］を算出するもので、この値が大きい程被削性に優れることを意味する。
【００７４】
これらの結果を表２に併記する。
【００７５】
尚、割れ発生限界は、Ｎｏ．１２（Ｓ４５Ｃベース鋼）の割れ発生限界を基準とし、この基準値と同程度若しくはそれ以上の場合を「○」、この基準値を下回る場合を「×」とした。
【００７６】
また、被削性（ハイスドリル寿命及び超硬旋削寿命）は、Ｓ４５Ｃに、Ｓを０．０６％添加したＮｏ．１４の値を基準とし、この基準値と同程度若しくはそれ以上の場合を「○」、この基準値を下回る場合を「×」とした。
【００７７】
【表１】
【００７８】
【表２】
【００７９】
表より以下の様に考察することができる。
【００８０】
表１中、Ｎｏ．１〜６、および８〜１１は、本発明で規定する成分組成を満足するものであり、Ｎｏ．７は、Ｓ量が本発明の上限を超える比較例、Ｎｏ．１２〜１４はＭｇを添加しない比較例である。
【００８１】
このうちＮｏ．１〜４、５−１、６−１、８〜１１は、本発明で規定する成分組成を満足する鋼を、本発明で規定する圧延条件で圧延した本発明例であるが、所望の硫化物形骸が得られている為、冷間加工性及び被削性の双方に優れている。
【００８２】
これに対し、下記供試材は本発明で規定するいずれかの要件を満足しない為、冷間加工性、被削性のいずれかに劣っていた。
【００８３】
まず、Ｎｏ．５−２は、本発明の成分組成を満足するＮｏ．５の供試鋼を用いているが、圧延後８５０〜６００℃の平均冷却速度が大きい為、硬さが高くなり過ぎ、割れ発生限界が本発明例であるＮｏ．５−１に比べ、劣っていた。
【００８４】
また、Ｎｏ．５−３及びＮｏ．６−２は、成分組成が本発明の要件を満足するＮｏ．５及び６の鋼を、夫々、圧延終了温度が本発明の範囲を下回る条件で圧延した為、長さ５０μｍ以上の硫化物が増加し、割れ発生限界が低下した。
【００８５】
Ｎｏ．７は、圧延条件は本発明の要件を満足しているが、Ｓ量が多過ぎる為、所望の硫化物形態制御を充分行うことができず、冷間加工性が低下した。
【００８６】
Ｎｏ．１２〜１４は、Ｍｇを添加しない鋼を用いた例であり、所望の硫化物形態に制御することができず、冷間加工性、被削性のいずれかに劣っていた。
【００８７】
【発明の効果】
本発明は上記の様に構成されているので、被削性と冷間加工性の双方に優れた鋼を効率よく提供することができた。
【図面の簡単な説明】
【図１】Ｍｇ量と硫化物中のＭｇ／Ｓ原子比との関係を示すグラフである。
【図２】Ｍｇ量と、全硫化物中に占める長さ５０μｍ以上の硫化物面積率との関係を示すグラフである。
【図３】Ｍｇ量と、割れ発生限界との関係を示すグラフである。
【図４】Ｍｇ量と、ドリル寿命との関係を示すグラフである。
【図５】Ｍｇ量と、超硬旋削寿命との関係を示すグラフである。
【図６】Ｓ量と、割れ発生限界との関係を示すグラフである。
【図７】Ｓ量と、ドリル寿命との関係を示すグラフである。
【図８】Ｓ量と、超硬旋削寿命と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、被削性および冷間加工性の双方に優れた鋼、及び該鋼を用いて得られる機械部品に関するものである。本発明の鋼は、冷間鍛造、冷間圧造、冷間転造等の冷間加工によって所定形状に冷間加工した後、切削加工により最終仕上げ加工を行う分野に好適に利用することができる。
【０００２】
【従来の技術】
冷間加工は、熱間加工に比べて生産性が高いうえに鋼材の歩留まりも良好なことから、ボルト、ナット、ねじ等の機械部品や電装部品を効率よく製造する為の方法として汎用されている。近年における冷間加工技術の向上は著しく、ニアネットシェイプ、ネットシェイプ等により、仕上げ切削加工の工程を減らそうという試みがなされている。しかしながら、最終製品の精度や表面品位に対する要求特性を満足させるには、まだまだ切削加工に頼らざるを得ないのが現状であり、従って、被削性と冷間加工性の双方に優れた鋼への要求は、依然高いものがある。
【０００３】
ここで、被削性の向上に関しては、鋼中にＳを添加し、ＭｎＳ等の硫化物を形成させたり、Ｐｂを添加することが有効であることは良く知られている。ところが鋼中にＳやＰｂを添加すると冷間加工性が低下するという問題がある。
【０００４】
そこで上記問題を解決し、硫化物の形態を制御して冷間加工性の向上を図るべく、本願出願人は種々提案している。
【０００５】
例えば▲１▼特開昭４９−５８０１９及び▲２▼特開昭５０-７７１７には、Ｓを０．０４〜０．０９％含有し、ＺｒをＺｒ／Ｓ：０．５〜４または０．７〜２．５の割合で含有する被削性および冷間加工性に優れた鋼が開示されている。これは、鋼中にＳを添加することにより被削性を改善させると共に、Ｓ添加による冷間加工性の劣化を回復すべくＺｒを添加し、Ｚｒ／Ｓの比率を制御するというものである。Ｚｒを添加し、ＭｎＳ中にＺｒを固溶させ、（Ｍｎ，Ｚｒ）Ｓとすることにより硫化物の変形能が低下し、冷間加工性向上に悪影響を及ぼす圧延方向に長く伸びた硫化物が、丸みを帯びた硫化物となる結果、冷間加工性が向上するのである。
【０００６】
更に▲３▼特公昭５９−４７０２４は、「細長く延伸した硫化物系介在物は冷間加工性を阻害する為、鋼中のＳ含有量を極力抑えることが有効であるが、反面、Ｓ含有量の減少に伴い被削性は著しく低下する」という実情に鑑み、鋼中の硫化物の組成を、従来のＭｎＳ主体のものから、Ｃａによる脱酸、脱硫後にＳを０．０１〜０．１５％添加することにより微細に分散したＣａＳ、Ｃａ−Ｍｎ−Ｓ系の高融点硫化物とし、圧延後の加工時に延伸し難い硫化物とすることにより、鋼中のＳ量を著しく低下させることなしに鋼材の異方性を軽減して冷間加工性の改善を図るものである。即ち、この技術は、上記▲１▼または▲２▼で用いたＺｒの代わりにＣａを添加して同様の効果を得ようとするものであり、Ｓ及びＣａの強制添加により、硬質酸化物であるＡｌ2Ｏ3を低減せしめ、被削性を改善しようというものである。
【０００７】
この様に本願出願人は、これまでにも、硫化物形成による被削性向上を図りつつ、該硫化物の形態を制御して冷間加工性の改善を図るという観点から、鋼中にＺｒやＣａを添加する技術を開示しているが、本発明では上記従来技術とは異なり、Ｍｇ添加により硫化物の形態を制御し、被削性と冷間加工性の双方に優れた新規な鋼を提供しようというものである。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】
本発明の目的は、冷間加工後に切削加工される鋼に適用される鋼であって、優れた冷間加工性を保持したまま、被削性を向上することのできる鋼を提供することにある。
【０００９】
【課題を解決するための手段】
上記課題を解決し得た本発明の被削性および冷間加工性に優れた鋼とは、質量％で（以下、特に断らない限り、「％」とは「質量％」を意味するものとする）、Ｍｇ：０．０００５〜０．０２％、Ｓ：０．００３〜０．０７％を含有すると共に、圧延材の縦断面積（圧延方向と平行な断面）0.5mm×0.5mm中に存在する硫化物中のＭｇとＳの原子比が平均で０．０１〜０．２０であり、該縦断面積中に存在する長さ５０μｍ以上の硫化物が全硫化物に占める比率が面積率で１０％以下を満足するところに要旨を有するものである。ここで、Ｍｇの含有量は下式（１）及び／又は（２）を満足し、Ａｌ：０．００１〜０．０５％、Ｏ：０．００４０％未満（０％を含まない）を含有することが推奨される。添加したＭｇは、酸化物及び硫化物の形成に用いられるが、酸化物の形成に寄与するＭｇ量を考慮し、上記式を設定した次第であり、これにより、硫化物中のＭｇ／Ｓの原子比を適切に調整することが可能になる。
([S]/150)＋0.75×[O]≦［Mg]≦([S]/20)＋0.75×[O]…（１）
[Mg]≧0.05×[Al] …（２）
式中、［ ］は、各元素の含有量（質量％）を意味する。
【００１０】
本発明鋼は、基本的に
Ｃ ：０．００１〜０．７％、
Ｓｉ：１％以下（０％を含む）、
Ｍｎ：２％以下（０％を含む）
を含有し、残部：実質的に鉄であるが、更に、Ｐ：０．０３％以下（０％を含む）、Ｃｒ：１．５％以下（０％を含む）、Ｎ：０．００２〜０．０３％を含有するもの；Ｃａ：０．０１％以下（０％を含まない）を含有するもの；Ｂ：０．００６％以下（０％を含まない）を含有するもの；Ｐｂ：０．１％以下、及び／又はＢｉ：０．１％以下を含有するものは、いずれも本発明の好ましい態様である。
【００１１】
更に、上記鋼を用いて得られる機械部品も本発明の範囲内に包含される。
【００１２】
【発明の実施の形態】
本発明者らは、被削性と冷間加工性の双方に優れた新規な鋼を提供すべく、鋭意検討してきた。基本的には、「鋼中にＳを添加し、ＭｎＳ等の硫化物を形成させて被削性を向上させると共に、硫化物の形態を制御して冷間加工性を改善する」という観点に立ち、特に、Ｍｇ添加によって硫化物の形態を制御する方法について検討を重ねてきた。その結果、硫化物形成に伴う冷間加工性の低下を防止するには、硫化物中のＭｇとＳの原子比を所定範囲内に制御することが有効であること、更に、硫化物のなかでも特に大きな硫化物（具体的には長さ５０μｍ以上の硫化物）が冷間加工性に悪影響を及ぼすことを突き止め、本発明を完成した。
【００１３】
尚、本発明と同様、Ｍｇに着目して硫化物の形態制御を図り、被削性と冷間加工性の両立を図る技術はこれまでにも開示されている。例えば▲４▼特公昭４６−３０９３５には、被削性改善の目的でＭｇを添加する技術が開示されている。また、▲５▼特公昭５２−７４０５及び▲６▼特公昭４６−３０９３５には、ＭｇとＳ，Ｓｅ、Ｔｅの元素を複合添加することによって鋼中に細かく分散した快削性介在物が形成され、被削性が向上する旨記載されている。
【００１４】
更に最近では、歯車用浸炭用鋼の分野においても、歯元疲労強度及び耐ピッチング性に優れた歯車を提供する目的で、鋼中にＭｇを含有する歯車用浸炭用鋼が提案されている（▲７▼特開平７−１８８８５３及び▲８▼特開平７−２３８３４２）。これらの公報には、Ｍｇ添加により酸化物系介在物のサイズが微細化されて面疲労強度が向上すると共に、ＭｎＳにＭｇが複合して（Ｍｎ，Ｍｇ）Ｓとなって球状化される為、圧延時の延伸性が大幅に抑制され、歯車の曲げ疲労強度が顕著に向上することが記載されている。
【００１５】
しかしながら、上記公報を精査しても、被削性を向上させつつ冷間加工性の改善を図るには、硫化物中のＭｇとＳの原子比、および長さ５０μｍ以上の硫化物を夫々制御することが有用である、という本発明の最重要ポイントについては開示も示唆もされていない。上記の如く硫化物を制御する為には、特に、熱間圧延条件を適切に制御することが重要であるが、従来の製造方法では、この点に関する配慮が充分なされているとは言えず、所望の硫化物形態に制御することは極めて困難だからである。
【００１６】
以下、本発明の特性である被削性及び冷却間加工性について説明する。
【００１７】
まず、被削性向上についてであるが、本発明では、Ｍｇ添加により、特に工具寿命低下に大きな影響を及ぼすＡｌ2Ｏ3等の酸化物系介在物の組成を改質し、更に微細化して無害化させるものであり、この点は基本的に、上記▲４▼〜▲６▼の場合と同様である。通常の鋼はＡｌ，Ｓｉにより脱酸されるが、その結果、鋼中に形成される酸化物（特にＡｌ2Ｏ3）は非常に硬く、切削加工時に工具のアブレッシブ摩耗を助長させ、工具寿命を低下させる。Ｍｇを添加すると、上記酸化物はＡｌ2Ｏ3から、ＭｇＯ・Ａｌ2Ｏ3またはＭｇＯに改質される。このＭｇＯ・Ａｌ2Ｏ3またはＭｇＯは、Ａｌ2Ｏ3と比べて凝集し難い為、微細に分散させることが可能である。更に、これら酸化物を核として硫化物を晶出させ、酸化物を軟らかい硫化物で包むことにより、より無害化され、被削性を向上させることができると考えられる。
【００１８】
次に、本発明の最重要ポイントである冷間加工性の向上について述べる。これは、本願出願人が先に開示した前記▲１▼及び▲２▼の技術、即ち、ＣａやＺｒをＭｎＳ中に固溶させ、（Ｍｎ，Ｃａ）Ｓや（Ｍｎ，Ｚｒ）Ｓとし、硫化物の延伸を抑制する技術と同様の観点からなされたものであり、ＣａやＺｒの代わりにＭｇを添加するものである。溶鋼中に添加されたＭｇは、Ａｌ2Ｏ3等の酸化物組成を改質するのに使用されると共に、その残りはＭｎＳ中に固溶することになる。つまり、ＭｎＳが（Ｍｎ，Ｍｇ）Ｓに変化するのであるが、この改質効果により、硫化物（ＭｎＳ）の延伸が抑制されて球状化が達成される結果、冷間加工性が向上するのである。
【００１９】
この様に本願発明における冷間加工性の向上は、基本的には従来の考え方を踏襲するものであるが、本発明者らが検討を重ねたところ、それだけでは充分優れた特性を得ることはできず、更に、硫化物中のＭｇ／Ｓ原子比、長さ５０μｍ以上の大きな硫化物を制御することが必要であることが明らかになった。
【００２０】
まず、本発明では硫化物中のＭｇ／Ｓ原子比を所定範囲に制御することが必要である。ちなみに鋼中のＭｇ／Ｓ原子比を制御することは従来でも行われていた（例えば前記▲４▼及び▲５▼）が、本発明は、鋼中のＭｇ／Ｓ原子比ではなく、硫化物中のＭｇ／Ｓ原子比を制御する点で相違する。本発明者らが検討したところ、従来の様に鋼中のＭｇ／Ｓ原子比を制御するだけでは、添加したＭｇが全て、冷間加工性向上に有効な（Ｍｎ，Ｍｇ）Ｓに全て変化する訳では決してなく、冷間加工性に悪影響を及ぼすＭｇＯ等の酸化物を形成するのに使用される為、期待した程度の冷間加工性が必ずしも得られないことが分かった。そこで本発明者らは発想を変え、冷間加工性に直接影響を及ぼす硫化物中のＭｇ／Ｓ原子比に着目し、当該原子比を制御できないか、更に検討を重ねた。その結果、Ｍｇの量を、好ましくは上式（１）及び／又は（２）を満足する様に制御して添加すれば、硫化物中のＭｇ／Ｓ原子比をうまくコントロールすることができることを突き止めた。具体的には、硫化物中のＭｇ／Ｓ原子比を０．０１〜０．２０とすることが有効であることを見出した。
【００２１】
ここで、硫化物中のＭｇ／Ｓ原子比が０．０１未満では所望の効果が得られない。好ましくは０．０３以上、より好ましくは０．０５以上である。但し、上記原子比が０．２０を超えると、球状でも大きい硫化物が生成し易くなり、コスト面でも不利である。好ましくは０．１７以下、より好ましくは０．１５以下である。
【００２２】
尚、Ｍｇ添加により硫化物の形態を制御するという本発明の趣旨からすれば、理論的には、硫化物中のＭｇ／Ｓ原子比ではなく、硫化物中のＭｇ濃度を特定する方が適切である。しかしながら、実際にＭｎＳ中のＭｇ濃度を測定しようとすると、ＭｎＳサイズの影響を受け、正確なＭｇ濃度の測定値が得られないのが実情である。そこで測定困難なＭｇ濃度に代えてＭｇ／Ｓの原子比を定めた次第である。
【００２３】
詳細には、圧延方向と平行な縦断面で切断し、鏡面を研磨したサンプルについて、光学顕微鏡（倍率１００倍）を用い、０．５ｍｍ×０．５ｍｍの視野に存在する硫化物を５０個以上任意に選択し、ＥＰＭＡにて組成分析した。同様の操作を合計１００視野について実旋し、その平均値を硫化物中のＭｇ／Ｓ原子比とした。
【００２４】
尚、本発明における硫化物とは、ＭｎＳの他、ＦｅＳ，ＭｇＳ等、或いはこれらの複合物［（Ｍｎ，Ｆｅ）Ｓ，（Ｍｎ，Ｍｇ）Ｓ，（Ｍｎ，Ｆｅ，Ｍｇ）Ｓ等］等が挙げられる。その他、Ｃａ，Ｚｒ，ＲＥＭ，Ｔｉ等を含む硫化物も包含される。尚、Ｍｇは、すべての硫化物中に含まれる必要はないが、硫化物の特性を均一化する（硫化物形態制御による被削性及び冷間加工性の向上効果を有効に発揮させる）という観点からすれば、できるだけ多くの硫化物中にＭｇ量が同程度に含まれていることが推奨される。
【００２５】
この様に硫化物中のＭｇ／Ｓ原子比を制御することにより硫化物を球状化させることができるが、単に硫化物を球状化するだけでは、所望の冷間加工性向上効果は得られないことが分かった。従来は、「細長く圧延した硫化物系介在物は冷間加工性に悪影響を及ぼすので、丸みを帯びた硫化物に制御する」という認識のもと、鋭意検討されてきた。ところが本発明者らの検討結果によれば、細長く延びた硫化物であっても、サイズが小さいものは冷間加工性を阻害しないこと；また、硫化物を球状にしても、サイズが大きいものは冷間加工性を阻害することが始めて明らかになった。即ち、冷間加工性に最も寄与するのは、硫化物の形状（細長い形状・球状形状）ではなく、サイズであることを突き止め、本発明では、長さ５０μｍ以上の硫化物が全硫化物中に占める比率を面積率で１０％以下に制御した次第である。逆に言えば、硫化物が存在していても、長さ５０μｍ未満の硫化物が９０％を超える面積率で存在するものは、優れた冷間加工性が得られるのである。
【００２６】
ここで、「長さ」とは、上記縦断面にて観察される硫化物のうち最大の長さを意味する。従って、本発明では、長さが５０μｍ以上のものであれば、細長い形状の硫化物は勿論のこと、球状の硫化物であっても、当該硫化物が全硫化物中に占める比率が面積率で１０％以下のものは全て本発明の範囲内に包含される。上記趣旨からすれば、当該硫化物の面積率は少なければ少ない程好ましく、０％も本発明の範囲内に包含される。
【００２７】
ここで、硫化物の面積率は、圧延方向に平行な縦断面の埋込サンプルを研磨したものについて、光学顕微鏡（倍率１００倍）を用い、一視野当たり０．５ｍｍ×０．５ｍｍ、合計１００視野を画像解析装置（株式会社ニレコ製ＬＵＺＥＸ Ｆ）で測定したデータを基に算出した。尚、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がマトリックスに対して充分区別できるように、その都度調整した。
【００２８】
次に、本発明を構成する鋼中成分について説明する。
【００２９】
Ｍｇ：０．０００５〜０．０２％
Ｍｇは、酸化物・硫化物の形態を制御して所望の被削性及び冷間加工性を得る為に必須の元素である。特に、酸化物及び硫化物の双方を所望の形態に制御する為には少なくとも０．０００５％以上添加することが必要である。好ましくは０．００１０％以上、より好ましくは０．００１５％以上である。但し、過剰に添加しても効果は飽和してしまい、経済的に無駄であるので、その上限を０．０２％とした。好ましくは０．０１５％以下、より好ましくは０．０１２％以下である。
【００３０】
Ｓ：０．００３〜０．０７％
Ｓは、被削性向上に必須の元素であり、この様な作用を有効に発揮させる為には０．００３％以上添加することが必要である。好ましくは０．００５％以上、より好ましくは０．００８％以上である。但し、過剰に添加すると冷間加工性が低下するのみならず、「Ｍｇ添加による硫化物形態の適正化」という本願発明の課題を達成するうえでも、その上限を０．０２％とする。好ましくは０．１５％以下、より好ましくは０．１２％以下である。
【００３１】
Ｏ：０．００４０％未満（０％を含まない）
Ｏは酸化物を形成し、該酸化物が硫化物の核となり得る為、有用な元素であるが、過剰に添加すると被削性が低下するので、その上限を０．００４０％未満とする。好ましくは０．００２０％未満である。
【００３２】
尚、硫化物中への固溶に必要なＭｇ量は、硫化物中のＳ量及びＯ量によっても変化するので、上式（１）を満足するＭｇ量を鋼中に添加することが推奨される。
【００３３】
Ａｌ：０．００１〜０．０５％
Ａｌは脱酸元素として有用であるが、０．００１％未満では、脱酸作用が不充分であり、酸素量の制御が困難である。また、ＡｌはＭｇと複合酸化物を形成して硫化物の核となって、硫化物の形態制御に寄与するが、０，００１％未満では、かかる作用も充分発揮されない。好ましくは０．００５％以上である。但し、０．０５％を超えると、硬質なアルミナ系酸化物が主に形成され、被削性が低下するほか、硫化物中のＭｇ量を低下させる等の不具合が生じる。好ましくは０．０４５％以下である。
【００３４】
尚、硫化物中のＭｇ量を低下させないようにする為には、上式（２）を満足する様に、Ａｌを鋼中に含有することが推奨される。
【００３５】
参考までに、本発明の必須元素である上記Ｍｎ，Ｓの各添加量と、本発明で特定する要件・特性との関係をグラフ化して示す（図１〜８）。
【００３６】
まず、図１〜５は、後記する実旋例において、Ｍｇ添加量を種々変化させたＮｏ．１〜４と、Ｍｇを含有しないＮｏ．１２［これらは、Ｍｇを除く主成分元素は、同一の狙い（Ｓ４５Ｃ）で溶製したものである］の結果をプロットしたものである。
【００３７】
このうち図１は、Ｍｇ量と、硫化物中のＭｇ／Ｓ原子比との関係をグラフ化したものである。図１より、Ｍｇ添加によりＭｇ／Ｓの原子比が大きくなり、０．０００５％以上添加すると、所望の原子比に制御できることが分かる。
【００３８】
また、図２は、Ｍｇ量と、全硫化物中に占める長さ５０μｍ以上の硫化物面積率との関係をグラフ化したものである。図２より、Ｍｇ添加によって、所望とする長さ５０μｍ以上の硫化物面積率は小さくなり、０．０００５％以上添加すると、所望の面積率に制御できることが分かる。
【００３９】
また、図３〜５は、Ｍｇ量と割れ発生限界（冷間加工性の指標）との関係、Ｍｇ量とドリル寿命（被削性の指標の一つ）との関係、Ｍｇ量と超硬旋削寿命（被削性の指標の一つ）との関係を、夫々グラフ化したものである。これらの図より、Ｍｇ添加によって上記の諸特性は向上し、Ｍｇを０．０００５％以上添加すると、本発明の目標レベル［割れ発生限界率５５％以上、ドリル寿命（V100）３０m/min以上、超硬旋削寿命（T200）３５min以上］をクリアできることが分かる。
【００４０】
次に、図６〜８は、後記する実旋例において、Ｓ添加量を種々変化させたＮｏ．１〜４、５−１、６−１（全てＭｇ添加鋼）、１２〜１４（Ｍｇ無添加鋼）［これらは、Ｓを除く主成分元素は、同一の狙い（Ｓ４５Ｃ）で溶製したものである］の結果をプロットしたものであり、Ｓ量と割れ発生限界との関係（図６）、Ｓ量とドリル寿命との関係（図７）、Ｓ量と超硬旋削寿命との関係（図８）を示夫々示している。
【００４１】
Ｓ量が増えると鋼中の硫化物が増加し、被削性は向上する反面、冷間加工性が低下することは周知であるが、上記図６〜８の結果より、Ｍｇを添加した本発明鋼（Ｎｏ．１〜４、５−１、６−１；図中◆）では、Ｍｇを添加しない比較鋼（Ｎｏ．１２〜１４；図中◇）とは異なり、冷間加工性を阻害することなく被削性が向上することが分かる。このことは、Ｓ量を概ね同一にしたときの各供試鋼間で対比すると明瞭でなる。例えば、Ｓ量が約０．０１％と略同一であるがＭｇ添加の有無が相違するＮｏ．１〜４とＮｏ．１２；Ｓ量が約０．０４％と略同一であるがＭｇ添加の有無が相違するＮｏ．５−１とＮｏ．１３；Ｓ量が約０．０６％と略同一であるがＭｇ添加の有無が相違するＮｏ．６−１とＮｏ．１４とを夫々比較すると、いずれもＭｇ添加により、冷間加工性、被削性が共に向上している。特に被削性に関しては、Ｍｇを添加した上記の各供試鋼は、Ｓが通常レベルのＳ４５Ｃベース鋼に、更にＳを０．０６％添加したＮｏ．１４（Ｓ：０．０６％，Ｍｇ無添加）と同等またはそれ以上の優れた被削性が得られている。同様に冷間加工性に関しても、Ｍｇを添加した上記の各供試鋼は、Ｓ４５Ｃベース鋼であるＮｏ．１２（Ｓ：０．０１２％，Ｍｇ無添加）と同等またはそれ以上の優れた冷間加工性が得られた。
【００４２】
以上、本発明を特徴付けるＭｇ、Ｓの各成分について詳述したが、次に、本発明を構成する基本成分について説明する。
【００４３】
Ｃ：０．００１〜０．７％
Ｃは、最終製品の強度を確保する為に必須の元素である。０．００１％未満では所望の強度が得られない。好ましくは０．００３％以上である。一方、０．７％を超えると強度が高過ぎて冷間加工性が大幅に低下する。好ましくは０．６％以下である。
【００４４】
Ｓｉ：１％以下（０％を含む）
Ｓｉは脱酸剤として有用な元素であり、この様な作用を有効に発揮させる為には０．００５％以上（より好ましくは０．０１％以上）添加することが好ましい。但し、過剰に添加すると固溶強化により冷間加工性、被削性共に低下する為、その上限を１％とした。好ましくは０．７％以下である。
【００４５】
Ｍｎ：２％以下（０％を含む）
Ｍｎは、所定の強度を付与すると共に、ＭｎＳ介在物を形成し、被削性を向上させる為に有効な元素である。この様な作用を有効に発揮させる為には０．４０％以上（より好ましくは０．５０％以上）添加することが好ましい。但し、過剰に添加すると強度が高くなり過ぎて冷間加工性が低下する為、その上限を２％とした。好ましくは１．６％以下である。
【００４６】
本発明の鋼は上記成分を基本的に含有するものであり、残部：鉄及び不純物であるが、Ｍｇ添加による硫化物の形態制御作用を一層有効に発揮させる等の目的で、更に下記元素を積極的に添加することができる。
【００４７】
Ｃａ：０．０１％以下（０％を含まない）
Ｃａは硫化物の形態制御に有効な元素であり、この様な作用を有効に発揮させる為には、０．０００５％以上（より好ましくは０．００１０％以上）添加することが好ましい。但し、過剰に添加してもその効果は飽和してしまい、経済的に無駄であるので、その上限を０．０１％とした。好ましくは０．００８％以下である。
【００４８】
Ｂ：０．００６％以下（０％を含まない）
Ｂは、ＢＮを形成し、固溶Ｎによる時効効果によって冷間加工時の荷重を低減させるのに有効な元素である。従って、被削性よりも冷間加工性を重視する場合には積極的に添加することが好ましく、０．０００５％以上（より好ましくは０．００１０％以上）添加することが推奨される。但し、過剰に添加すると熱間延性を低下させる為、その上限を０．００６％とした。好ましくは０．００５％以下である。
【００４９】
Ｐｂ：０．１％以下（０％を含まない）及び／又はＢｉ：０．１％以下（０％を含まない）
Ｐｂ及びＢｉの低融点金属は、被削性向上に極めて有効な元素である。従って、冷間加工性よりも被削性が重視される場合には、夫々、０．００５％以上（より好ましくは０．０１％以上）添加することが推奨される。しかし、過剰に添加すると冷間加工性が低下する為、その上限を０．１％とした。好ましくは夫々、０．０９％以下である。尚、これらの元素は、単独で使用しても良いし、両者を併用しても構わない。
【００５０】
更に本発明では、下記元素を以下の様に制御することが推奨される。
【００５１】
Ｐ：０．０３％以下（０％を含む）
Ｐは鋼の延性を低下させる為、できるだけ少ない方が好ましい。本発明では不純物レベルで、どうしても含まれてしまうＰ量の上限を０．０３％とした。好ましくは０．０２％以下である。
【００５２】
Ｃｒ：１．５％以下（０％を含む）
Ｃｒは所定の強度を付与するのに有効な元素である。この様な作用を有効に発揮させる為には０．０３％以上（より好ましくは０．０５％以上）添加することが好ましい。しかし、多量に添加すると硬くなり過ぎて冷間加工性および被削性に悪影響を及ぼすことから、その上限を１．５％とした。好ましくは１．２％以下である。
【００５３】
Ｎ：０．００２〜０．０３％
Ｎは、鋼中に硬い窒化物、炭窒化物を生成して冷間加工性を阻害する元素であるので、被削性よりも冷間加工性を重視する場合には、できるだけ少ない方が好ましい。但し、被削性向上の観点からすれば、時効効果により鋼を脆化させる為、有用な元素でもある。本発明では上記特性を総合的に勘案して、下限を０．００２％、上限を０．０３％に定めた。好ましくは０．００３％以上、０．０２５％以下である。
【００５４】
上記元素の他、本発明の作用を損なわない範囲で他の元素を添加することも可能である。例えば、JIS G 4051に規定される機械構造用炭素鋼鋼材、JIS G 4102に規定されるニッケルクロム鋼鋼材、JIS G 4103に規定されるニッケルクロムモリブデン鋼鋼材、JIS G 4104に規定されるクロム鋼鋼材、JIS G 4105に規定されるクロムモリブデン鋼鋼材、JIS G 4106に規定される機械構造用マンガン鋼鋼材及びマンガンクロム鋼鋼材等にも適用することができる。また、ボロン鋼鋼材、非調質鋼鋼材等にも適用可能である。本発明に用いられる他の元素の好適添加量は以下の通りである。
【００５５】
Ｃｕ：２．０％以下（０％を含む）、Ｎｉ：２．０％以下（０％を含む）、
Ｍｏ：１．０％以下（０％を含む）
これらの元素はいずれも、所望の強度を確保するのに有用な元素である。この様な作用を有効に発揮させる為には、Ｃｕ：０．０１％以上、Ｎｉ：０．０１％以上、Ｍｏ：０．０１％以上添加することが好ましい。但し、過剰に添加すると被削性が低下する等の悪影響を及ぼすので、用途に応じて、その上限を上記範囲内に適切に制御することが推奨される。
【００５６】
Ｔｉ：０．３％以下（０％を含む）、Ｖ：０．５％以下（０％を含む）、
Ｎｂ：０．３％以下（０％を含む）
これらの元素はいずれも、調質後の組織の微細化、強度・靭性バランスの向上に有効な元素である。また、非調質鋼においても、強度を大幅に向上し、組織も微細化して靭性を向上させるというメリットがある。この様な作用を有効に発揮させる為には、Ｔｉ：０．００５％以上、Ｖ：０．００５％以上、Ｎｂ：０．００２％以上添加することが好ましい。但し、過剰に添加すると逆に悪影響を及ぼす様になるので、その上限を上記範囲に適切に制御することが推奨される。
【００５７】
次に、本発明の最重要ポイントである硫化物の形態を制御する方法について説明する。
【００５８】
前述した通り、本発明は、硫化物中のＭｇ／Ｓ原子比を制御すると共に、長さ５０μｍ以上の硫化物の面積率を制御するところに最重要ポイントが存在する。このうち前者（硫化物中のＭｇ／Ｓ原子比）は、上述した通りであるので、後者の「長さ５０μｍ以上の硫化物を制御する」方法について説明する。
【００５９】
本発明の如く硫化物のサイズを制御する為には、特に、熱間圧延条件を適切に制御することが必要である。具体的には、鋼片の加熱温度を９５０〜１０５０℃とし、圧延終了温度を９２５℃以上に制御する、という高温圧延を採用するものであり、圧延終了後、８５０〜６００℃までの冷却速度は５℃／秒以下に制御することにより、所望の硫化物形態を得ることができる。本発明の如く圧延条件を高温に制御する方法は、実操業レベルでは現実に採用されていなかったというのが実情であるが、本発明では、敢えてこの様な高温圧延を旋すことによって所望の硫化物を形成させ、被削性及び冷間加工性の飛躍的向上に成功したものである。
【００６０】
以下、各要件について説明する。
【００６１】
鋼片の加熱温度：９５０〜１０５０℃
圧延終了温度 ：９２５℃以上
本発明では、鋼片の加熱温度９５０℃以上、圧延終了温度９２５℃以上と高温圧延する。この様に高温加熱することにより所望の硫化物形態が得られる理由は詳細には不明であるが、以下の様に考えられる。これらの温度が低いと、硫化物がマトリックスより変形抵抗が小さい為、より延伸し易くなる。これに対し、上記温度が高温になると、硫化物とマトリックスの変形抵抗が逆転するか、または両者の差が小さくなることにより硫化物が延伸し難くなったものと考えられる。好ましくは、鋼片の加熱温度：９５０℃以上（より好ましくは９６０℃以上）、圧延終了温度：９２５℃以上（より好ましくは９３０℃以上）に制御することが推奨される。
【００６２】
但し、鋼片の加熱温度が１０５０℃を超えると、結晶粒が粗大化して延性が低下する他、生産性が低下する等の問題がある。好ましくは１０４０℃以下、より好ましくは１０３０℃以下である。
【００６３】
また、圧延終了温度の上限は特に限定されないが、実操業レベルに適用することを考慮すると１０００℃以下（より好ましくは９８０℃以下）に制御することが推奨される。
【００６４】
８５０〜６００℃までの冷却速度：５℃／秒以下
本発明材は冷間加工に供される為、圧延後の強度は小さい方が好ましい。圧延仕上がり温度は圧延後の強度に大きな影響を及ぼし、圧延仕上がり温度が高いと圧延後の強度は高くなり易い為、本発明では、圧延後の冷却速度も制御する必要がある。かかる観点から、本発明では圧延完了後、８５０〜６００℃までの冷却速度を５℃／秒以下に定めた。好ましくは４．５℃／秒以下、より好ましくは４℃／秒以下である。ここで、圧延温度とは、圧延中の鋼材の表面温度を放射温度計にて測定した温度のことである。
【００６５】
この様に所望の硫化物形態を得る為には、上記圧延条件及び圧延後の冷却速度に制御することが必要であり、その他の要件については特に限定されず、所望の形態が得られる様、適宜好適な条件を採用することができるが、例えば、圧延開始温度を概ね９３０℃以上、粗列圧延終了温度を概ね９００℃以上に制御することが推奨される。
【００６６】
以下実旋例に基づいて本発明を詳述する。ただし、下記実旋例は本発明を制限するものではなく、前・後記の趣旨を逸脱しない範囲で変更実旋することは全て本発明の技術範囲に包含される。
【００６７】
【実旋例】
高周波溶解炉を用い、表１に示すＳ４５Ｃをベースとした化学成分の鋼材を溶製し、１５５ｍｍ角の鋼片を作製した。その後、表２に示す圧延条件で鋼片を加熱、熱間圧延し、φ５０ｍｍの棒鋼とした。
【００６８】
次に、硫化物の形態を調査すべく、前述の方法により硫化物中のＭｇ／Ｓ原子比、および全硫化物中に占める長さ５０μｍ以上の硫化物の面積率を測定した。
【００６９】
また、冷間加工性及び被削性の評価方法は以下の通りである。
【００７０】
［冷間加工性］
圧延材のＤ／４部よりφ２０×３０ｍｍの試験片（平滑）を作製し、1600ｔメカニカルプレスにより圧縮試験を行い、割れ発生限界を調査することにより冷間加工性を評価した。尚、この試験方法は、日本塑性加工学会が「鍛造、塑性加工技術シリーズ４」コロナ社、１５５頁で推奨する内容を参考にしたものであり、試験片としては、当該頁付図１の１号Ａ（φ２０×３０ｍｍ）を用い、耐圧板は、同心円溝付き拘束型耐圧板を使用した。
【００７１】
割れ発生限界は、各供試材につき、５個ずつの試験片を加工率２．５％ずつ繰返し加工していき、全ての試験片表面に割れが発生しない加工率の最大値と定義した。
【００７２】
［被削性］
被削性の評価は、ハイスドリル寿命試験及び超硬旋削寿命試験によって行った。各試験条件は以下の通りである。
ハイスドリル試験条件
切削様式 ：ドリル
工具 ：φ１０ストレートドリル ＳＫＨ５１
切削速度 ：２０〜５０（ｍ／ｍｉｎ）
送り速度 ：０．２１（ｍｍ／ｒｅｖ）
切削油 ：なし（乾式）
穴深さ ：３０（ｍｍ）未貫通
工具寿命判定：工具溶損
超硬旋削試験条件
切削様式 ：旋削
工具 ：Ｐ１０超硬チップ（コーティングなし）
切削速度 ：２００（ｍ／ｍｉｎ）
送り速度 ：０．２５（ｍｍ／ｒｅｖ）
切込み ：１．５（ｍｍ）
切削油 ：なし（乾式）
工具寿命判定：ＶＢ摩耗量０．２（ｍｍ）
このうちハイスドリル試験は、上記試験条件にて切削速度を数条件変動させ、溶損までの穴深さの合計が１００ｃｍとなるときの切削速度［Ｖ100（m/min）］を算出するもので、この値が大きい程被削性に優れることを意味する。
【００７３】
また、超硬旋削寿命試験は、上記試験条件で切削し、逃げ面摩耗幅ＶＢ＝0.2mmに達するまでの加工時間［Ｔ200（min）］を算出するもので、この値が大きい程被削性に優れることを意味する。
【００７４】
これらの結果を表２に併記する。
【００７５】
尚、割れ発生限界は、Ｎｏ．１２（Ｓ４５Ｃベース鋼）の割れ発生限界を基準とし、この基準値と同程度若しくはそれ以上の場合を「○」、この基準値を下回る場合を「×」とした。
【００７６】
また、被削性（ハイスドリル寿命及び超硬旋削寿命）は、Ｓ４５Ｃに、Ｓを０．０６％添加したＮｏ．１４の値を基準とし、この基準値と同程度若しくはそれ以上の場合を「○」、この基準値を下回る場合を「×」とした。
【００７７】
【表１】
【表２】
表より以下の様に考察することができる。
【００８０】
表１中、Ｎｏ．１〜６、および８〜１１は、本発明で規定する成分組成を満足するものであり、Ｎｏ．７は、Ｓ量が本発明の上限を超える比較例、Ｎｏ．１２〜１４はＭｇを添加しない比較例である。
【００８１】
このうちＮｏ．１〜４、５−１、６−１、８〜１１は、本発明で規定する成分組成を満足する鋼を、本発明で規定する圧延条件で圧延した本発明例であるが、所望の硫化物形骸が得られている為、冷間加工性及び被削性の双方に優れている。
【００８２】
これに対し、下記供試材は本発明で規定するいずれかの要件を満足しない為、冷間加工性、被削性のいずれかに劣っていた。
【００８３】
まず、Ｎｏ．５−２は、本発明の成分組成を満足するＮｏ．５の供試鋼を用いているが、圧延後８５０〜６００℃の平均冷却速度が大きい為、硬さが高くなり過ぎ、割れ発生限界が本発明例であるＮｏ．５−１に比べ、劣っていた。
【００８４】
また、Ｎｏ．５−３及びＮｏ．６−２は、成分組成が本発明の要件を満足するＮｏ．５及び６の鋼を、夫々、圧延終了温度が本発明の範囲を下回る条件で圧延した為、長さ５０μｍ以上の硫化物が増加し、割れ発生限界が低下した。
【００８５】
Ｎｏ．７は、圧延条件は本発明の要件を満足しているが、Ｓ量が多過ぎる為、所望の硫化物形態制御を充分行うことができず、冷間加工性が低下した。
【００８６】
Ｎｏ．１２〜１４は、Ｍｇを添加しない鋼を用いた例であり、所望の硫化物形態に制御することができず、冷間加工性、被削性のいずれかに劣っていた。
【００８７】
【発明の効果】
本発明は上記の様に構成されているので、被削性と冷間加工性の双方に優れた鋼を効率よく提供することができた。
【図面の簡単な説明】
【図１】Ｍｇ量と硫化物中のＭｇ／Ｓ原子比との関係を示すグラフである。
【図２】Ｍｇ量と、全硫化物中に占める長さ５０μｍ以上の硫化物面積率との関係を示すグラフである。
【図３】Ｍｇ量と、割れ発生限界との関係を示すグラフである。
【図４】Ｍｇ量と、ドリル寿命との関係を示すグラフである。
【図５】Ｍｇ量と、超硬旋削寿命との関係を示すグラフである。
【図６】Ｓ量と、割れ発生限界との関係を示すグラフである。
【図７】Ｓ量と、ドリル寿命との関係を示すグラフである。
【図８】Ｓ量と、超硬旋削寿命との関係を示すグラフである。
Claims (10)
- 質量％で、
Ｃ ：０．００１〜０．７％、
Ｓｉ：１％以下、
Ｍｎ：２％以下、
Ｍｇ：０．０００５〜０．０２％、
Ｓ ：０．００３〜０．０７％
Ａｌ：０．００１〜０．０５％、
Ｐ ：０．０３％以下、
Ｃｒ：１．５％以下、
Ｎ：０．００２〜０．０３％を含有し、
残部：鉄及び不純物であり、
圧延材の縦断面積０．５ｍｍ×０．５ｍｍ中に存在する硫化物中のＭｇとＳの原子比が平均で０．０１〜０．２０であり、
該縦断面積中に存在する長さ５０μｍ以上の硫化物が全硫化物に占める比率が面積率で１０％以下を満足する鋼であって、
前記硫化物は、鋼片の加熱温度：９５０〜１０５０℃、圧延終了温度：９２５℃以上、８５０〜６００℃までの冷却速度：５℃／秒以下に制御することによって得られるものであることを特徴とする被削性および冷間加工性に優れた鋼。 - 更に、
Ｃａ：０．０１％以下（０％を含まない）
を含有するものである請求項１に記載の鋼。 - 更に、
Ｂ：０．００６％以下（０％を含まない）
を含有するものである請求項１または２に記載の鋼。 - 更に、
Ｐｂ：０．１％以下、及び／又はＢｉ：０．１％以下を含有するものである請求項１〜３のいずれかに記載の鋼。 - 請求項１〜４のいずれかに記載の鋼を用いて得られる機械部品。
- 被削性および冷間加工性に優れた鋼の製造方法であって、
質量％で、
Ｃ ：０．００１〜０．７％、
Ｓｉ：１％以下、
Ｍｎ：２％以下、
Ｍｇ：０．０００５〜０．０２％、
Ｓ ：０．００３〜０．０７％
Ａｌ：０．００１〜０．０５％、
Ｐ ：０．０３％以下、
Ｃｒ：１．５％以下、
Ｎ：０．００２〜０．０３％を含有し、
残部：鉄及び不純物を満足する鋼片を、加熱温度：９５０〜１０５０℃、圧延終了温度：９２５℃以上、８５０〜６００℃までの冷却速度：５℃／秒以下に制御することを特徴とする鋼の製造方法。 - 更に、
Ｃａ：０．０１％以下（０％を含まない）
を含有するものである請求項６に記載の製造方法。 - 更に、
Ｂ：０．００６％以下（０％を含まない）
を含有するものである請求項６または７に記載の製造方法。 - 更に、
Ｐｂ：０．１％以下、及び／又はＢｉ：０．１％以下を含有するものである請求項６〜８のいずれかに記載の製造方法。 - 圧延材の縦断面積０．５ｍｍ×０．５ｍｍ中に存在する硫化物中のＭｇとＳの原子比が平均で０．０１〜０．２０であり、該縦断面積中に存在する長さ５０μｍ以上の硫化物が全硫化物に占める比率が面積率で１０％以下を満足するものである請求項６〜９のいずれかに記載の製造方法。
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