JP5212111B2 - 製造性に優れた快削鋼 - Google Patents
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Description
本発明は自動車や一般機械などに用いられ、強度特性よりも被削性が要求される低炭快削鋼に関するものであり、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た被削性に優れると共に、連続鋳造用スライディングノズルのプレート耐火物の溶損が少なく、熱間圧延において良好な延性を有する製造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被壊起点になって圧延疵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できない。
特開平１１−２２２６４６号公報には単独で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１ｍｍ２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考案されている。しかし事実上被削性に最も有効であるサブ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。
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ＢＮを用いて被削性向上を図った技術である。しかしこれらは仕上げ面粗さ向上を意図したものではなく、特開平９−１７８４０号公報、特開２００１−３２９３３５号公報、特開２０００−１７８６８３号公報では工具寿命の向上を目的としており、特開２００２−３９９１号広報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。
特開２００４−１７６１７６号公報に開示された技術もＢＮを被削性向上に活用しようとする例であり、Ｎ添加量とのバランスを考慮したものである。しかし、本技術では圧延疵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や、酵素と親和性が高いＢの酸化物となる量を抑制してＢＮとして析出させる量を増加させるための方法については知見されていない。
特開平５−３４５９５１号公報は被削性向上のため鋼中酸素濃度を高めることでＭｎＳを大型化する技術である。しかし本技術では酸素を高めることによるＭｎＳ減少とそれに伴う被削性の低下については何ら言及しておらず、更には耐火物溶損や表面疵増加等の著しい製造性劣化の防止策について触られていない。
また、特開２００１−３２９３３５号公報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、疵防止のために必要な固溶Ｎ量低減が不十分になる。また化学量論組成より低いＮ量へ制限しているので仕上げ面粗さ向上に必要なＢＮ量は不足するが、それを補うための他の技術による補完も図られていないことから良好な仕上げ面粗さを得ることができない。
また、特開２００４−２７２９７号公報では表面疵低減のため、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。例えば特開２０００−１６０２８４号公報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。
また、Ｂ添加の低炭快削鋼を連続鋳造法で製造する際、スライディングノズルのプレート耐火物が溶損し易い問題があるが、この問題を解決する先行文献は見当たらない。
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被壊起点になって圧延疵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できない。
特開平１１−２２２６４６号公報には単独で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１ｍｍ２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考案されている。しかし事実上被削性に最も有効であるサブ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。
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ＢＮを用いて被削性向上を図った技術である。しかしこれらは仕上げ面粗さ向上を意図したものではなく、特開平９−１７８４０号公報、特開２００１−３２９３３５号公報、特開２０００−１７８６８３号公報では工具寿命の向上を目的としており、特開２００２−３９９１号広報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。
特開２００４−１７６１７６号公報に開示された技術もＢＮを被削性向上に活用しようとする例であり、Ｎ添加量とのバランスを考慮したものである。しかし、本技術では圧延疵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や、酵素と親和性が高いＢの酸化物となる量を抑制してＢＮとして析出させる量を増加させるための方法については知見されていない。
特開平５−３４５９５１号公報は被削性向上のため鋼中酸素濃度を高めることでＭｎＳを大型化する技術である。しかし本技術では酸素を高めることによるＭｎＳ減少とそれに伴う被削性の低下については何ら言及しておらず、更には耐火物溶損や表面疵増加等の著しい製造性劣化の防止策について触られていない。
また、特開２００１−３２９３３５号公報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、疵防止のために必要な固溶Ｎ量低減が不十分になる。また化学量論組成より低いＮ量へ制限しているので仕上げ面粗さ向上に必要なＢＮ量は不足するが、それを補うための他の技術による補完も図られていないことから良好な仕上げ面粗さを得ることができない。
また、特開２００４−２７２９７号公報では表面疵低減のため、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。例えば特開２０００−１６０２８４号公報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。
また、Ｂ添加の低炭快削鋼を連続鋳造法で製造する際、スライディングノズルのプレート耐火物が溶損し易い問題があるが、この問題を解決する先行文献は見当たらない。
本発明は、自動車や一般機械などに用いられる低炭快削鋼であって、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の被削性に優れ、更には連続鋳造用スライディ
ングノズルのプレート耐火物の溶損が少なく、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ものである。
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。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。また被削性と製
造性を両立させるためには被削性向上元素量についても考慮する必要がある。
そこで熱間延性向上のためには圧延温度域での固溶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の量の比を制御し、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。表面疵の
発生量が少なく良好な圧延を行うためには、この温度域での固溶Ｎ量を低減することが必
要である。
さらに、溶鋼中で酸化物として消費されやすいＭｎのＭｎＳとしての歩留り、及びＢの
ＢＮとしての歩留りを向上させて被削性及び熱間延性を向上させると共に、被削性の向上
と連続鋳造用スライディングノズルのプレート耐火物の溶損を抑制するため、鋼中のＭｎ
Ｏ生成量を低減することが必要であることを知見した。
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。
（１）質量％で
Ｃ ：０．００５〜０．２％
Ｓｉ：０．００１〜０．５％
Ｍｎ：０．３〜３．０％
Ｐ ：０．００１〜０．２％
Ｓ ：０．３０〜０．６０％
Ｂ ：０．０００３〜０．０１５％
Ｏ ：０．００５〜０．０１２％
Ｃａ：０．０００１〜０．００１０％
Ａｌ≦０．０１％
を含有し、Ｎ含有量が、
Ｎ≧０．００２０％、かつ１．３×Ｂ−０．０１００≦Ｎ≦１．３×Ｂ＋０．００３４
を満たし、残部がＦｅ及び不可避的不純物よりなり、更に鋼中のＭｎＯ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０．５μｍ以上のＭｎＯの面積が、全Ｍｎ系
介在物の面積に対して１５％以下であり、１０００℃での高温引張試験による絞り値が８０％以上であることを特徴とする製造性に優れた快削鋼。
（２）（１）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のものの存在密度が１００００個／
ｍｍ2以上であることを特徴とする製造性に優れた快削鋼。
（３）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％
Ｓｎ：０．００５〜２．０％
Ｚｎ：０．０００５〜０．５％
Ｔｉ：０．０００５〜０．１％
Ｚｒ：０．０００５〜０．１％
Ｍｇ：０．０００３〜０．００５％
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（１）又は（２）のいずれかに記載の製造性に優れた快削鋼。
寿命、仕上げ面粗さ、および切り屑処理性の被削性に優れ、更には連続鋳造用スライディ
ングノズルのプレート耐火物の溶損が少なく、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ものである。
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。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。また被削性と製
造性を両立させるためには被削性向上元素量についても考慮する必要がある。
そこで熱間延性向上のためには圧延温度域での固溶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の量の比を制御し、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。表面疵の
発生量が少なく良好な圧延を行うためには、この温度域での固溶Ｎ量を低減することが必
要である。
さらに、溶鋼中で酸化物として消費されやすいＭｎのＭｎＳとしての歩留り、及びＢの
ＢＮとしての歩留りを向上させて被削性及び熱間延性を向上させると共に、被削性の向上
と連続鋳造用スライディングノズルのプレート耐火物の溶損を抑制するため、鋼中のＭｎ
Ｏ生成量を低減することが必要であることを知見した。
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。
（１）質量％で
Ｃ ：０．００５〜０．２％
Ｓｉ：０．００１〜０．５％
Ｍｎ：０．３〜３．０％
Ｐ ：０．００１〜０．２％
Ｓ ：０．３０〜０．６０％
Ｂ ：０．０００３〜０．０１５％
Ｏ ：０．００５〜０．０１２％
Ｃａ：０．０００１〜０．００１０％
Ａｌ≦０．０１％
を含有し、Ｎ含有量が、
Ｎ≧０．００２０％、かつ１．３×Ｂ−０．０１００≦Ｎ≦１．３×Ｂ＋０．００３４
を満たし、残部がＦｅ及び不可避的不純物よりなり、更に鋼中のＭｎＯ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０．５μｍ以上のＭｎＯの面積が、全Ｍｎ系
介在物の面積に対して１５％以下であり、１０００℃での高温引張試験による絞り値が８０％以上であることを特徴とする製造性に優れた快削鋼。
（２）（１）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のものの存在密度が１００００個／
ｍｍ2以上であることを特徴とする製造性に優れた快削鋼。
（３）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％
Ｓｎ：０．００５〜２．０％
Ｚｎ：０．０００５〜０．５％
Ｔｉ：０．０００５〜０．１％
Ｚｒ：０．０００５〜０．１％
Ｍｇ：０．０００３〜０．００５％
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（１）又は（２）のいずれかに記載の製造性に優れた快削鋼。
図１は、プランジ切削試験方法を示す概念図で、（ａ）は鳥瞰図、（ｂ）は平面図である。
図２は、長手旋削試験方法と仕上げ面粗さの良否を示す概念図で、（ａ）は平面図、（ｂ）は仕上げ面（送りマーク）拡大図である。
図３は、ＥＰＭＡによるＭｎＯ測定例を示す光学顕微鏡写真である。
図４は、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）光学顕微鏡写真である。
図５は、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）光学顕微鏡写真である。
図６は、ＭｎＯ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。
図７は、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。
図８は、鋳片厚みの１／４の深さ位置の説明図である。
図２は、長手旋削試験方法と仕上げ面粗さの良否を示す概念図で、（ａ）は平面図、（ｂ）は仕上げ面（送りマーク）拡大図である。
図３は、ＥＰＭＡによるＭｎＯ測定例を示す光学顕微鏡写真である。
図４は、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）光学顕微鏡写真である。
図５は、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）光学顕微鏡写真である。
図６は、ＭｎＯ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。
図７は、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。
図８は、鋳片厚みの１／４の深さ位置の説明図である。
本発明は、強度特性よりも被削性が要求される低炭快削鋼において、Ｐｂを添加せずとも、Ｂを添加してＢＮを析出させることによって被削性を向上させるものであって、鋼成分組成については、特にＢとＮを、適正な関係を満足するよう添加することにより、被削性と熱間圧延時の延性を向上させると共に、鋼中ＭｎＯを低減することにより、被削性と連続鋳造での注入量制御用耐火物の寿命を向上させて、発明を完成したものである。更に本発明は、鋼中ＭｎＳ系介在物を微細分散して被削性を向上させるものである。以下に本発明で規定した成分組成とその限定理由について説明する。
［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かさむだけでなく、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傷表面傷、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］ ０．３０〜０．６０％
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０．３０％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０．６０％とした。
［Ｂ］ ０．０００３〜０．０１５％
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０．０００３％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０．０００３％〜０．０１５％を範囲とした。
Ｂは酸化物を形成しやすいため、溶鋼中の溶存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添加により溶解酸素（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疵の原因となる場合もあり制御が必要である。更に被削性向上のために添加しているＭｎ，Ｂを溶鋼中で酸化物として消費してしまい、ＭｎＳになるＭｎ及びＢＮになる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％を下限とした。Ｏ量０．０１２％を越えると溶鋼中でＭｎ，Ｂの酸化物が生成しやすくなり、実質的にＭｎＳになるＭｎ及び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。更には耐火物溶損も激しくなるため、０．０１２％を上限とした。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、鋼材中の溶解酸素（フリー酸素）量を制御することができ、酸化物を形成しやすいＭｎ，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。したがって成分範囲を０．０００１〜０．００１０％と規定した。
［Ａｌ］ Ａｌ≦０．０１％
Ａｌは脱酸元素で、鋼中にはＡｌ２Ｏ３やＡＩＮを生成する。しかしＡｌ２Ｏ３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ＡＩＮ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Ａｌ２Ｏ３やＡＩＮを多量に生成しない０．０１％以下とした。
［Ｎ≧０．００２０％、かつ、１．３×Ｂ−０．０１００≦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著しく向上する。質量比でＢ：Ｎ＝１０．８：１４（＝１：１．３）の化学量論比で過不足なく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、圧延疵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。従って、Ｎ量の上限は、Ｂと過不足なく結合するＮ量（１．３×Ｂ）に対し＋０．００３４％を超えると圧延疵の発生が顕著になるので、１．３×Ｂ＋０．００３４以下とした。一方、添加するＮ量が少な過ぎる場合はＢＮ生成量が減少する。Ｂ量に対するＮ量の下限は、Ｂと過不足なく結合するＮ量（１．３×Ｂ）に対し−０．０１００％未満では被削性向上に必要なＢＮ量が得られないため、１．３×Ｂ−０．０１００以上とした。また、Ｎ量が０．００２０％未満では、Ｎの絶対量が不足し、鋼中でＢの存在している箇所まで拡散する距離が大きくなるため、化学量論比のＮ添加量であっても十分なＢＮを生成することはできない。そのため０．００２０％以上を確保する必要がある。以上により、製造性と被削性を両立させるべく、Ｎ含有量はＮ≧０．００２０％、かつ１．３×Ｂ−０．０１００≦Ｎ≦１．３×Ｂ＋０．００３４を満たす事が必要である。
［ＭｎＯ］ 円相当径にて０．５μｍ以上のＭｎＯの面積が全Ｍｎ系介在物の面積に対して１５％以下
Ｍｎは酸素との親和力の強い元素であり、溶鋼中で一定量の溶解酸素（フリー酸素）存在下においてはＭｎＯの形成が不可避となる。ＭｎＯは比較的低融点・軟質の介在物であり、そのものがＡｌ２Ｏ３のような硬質介在物として著しい工具磨耗等の被削性劣化を引き起こすものではない。しかしＭｎＯが増加するとＭｎＳとなるＭｎ量が減少し、ＭｎＳの微細分散が阻害されることから被削性は劣化する。更に多量のＭｎＯが生成している環境下では溶鋼中の溶解酸素（フリー酸素）は高濃度になっており、そのためＢ酸化物の生成量も増加していることなり、ＢＮとして生成するＢの量が減少し、被削性が更に劣化することになる。またＭｎＳになるＭｎが減少することで高温でＳを固定できなくなるため、ＦｅＳが多数生成することで熱間延性が劣化する。
更には溶鋼中でのＭｎＯによる連続鋳造用スライディングノズルのプレート耐火物の溶損が激しくなり、著しく製造性を劣化する。鋼材の圧延方向と直角な断面において円相当径にて０．５μｍ以上の鋼中ＭｎＯの面積が、全Ｍｎ系介在物の面積中１５％超であると被削性、製造性の劣化が著しくなるので、良好な被削性及び製造性を得るためには鋼中ＭｎＯが全Ｍｎ系介在物中１５％以下であることが必要である。
ＭｎＯが円相当径にて０．５μｍ以下であれば、その面積比率はきわめて小さく、従ってＭｎＯに消費されたＭｎ量も僅かであるためＭｎＳ生成量には大きく影響しない。そのため円相当径にて０．５μｍ以上のものについて規定した。
ここで、本発明で言うＭｎＯの同定、および面積の測定方法について説明する。
ＭｎＯは、通常、ＭｎＯ単独で存在する他、他の酸化物と結合して存在するものがあるが、本発明では、次の方法で測定したものをＭｎＯと同定し面積を求めるものである。
ＥＰＭＡによるＭｎＯ測定例を図３に示す。鋼材の圧延方向と直角な断面の直径の１／４の深さ位置より切り出し、樹脂へ埋め込み研磨した試験片を電子プローブマイクロアナライザー（ＥＰＭＡ）にて、１視野２００μｍ×２００μｍを２０視野以上の測定を行う。鋼材の鋼素地１２中のＭｎＯ１３はＭｎＳを主成分とする硫化物１４に含まれた状態で存在するので、ＥＰＭＡでの元素面分析でＭｎとＯが重なっている部分をＭｎＯとし、その面積を求めるものである。
全Ｍｎ系介在物とは、鋼中でＭｎと化合している介在物の全てを総称するものであり、後述するＭｎＳを主成分とする硫化物、ＭｎＯ単独の酸化物、及びＭｎＯと他の酸化物が結合している酸化物の全てを対象とするものである。全Ｍｎ系介在物もＥＰＭＡでの元素面分析で固定し、面積測定をすることができるので、この測定した全Ｍｎ系介在物の面積に対する上記測定したＭｎＯの面積の比率を求めるものである。
ＭｎＯ生成量を低減させるためには、ＬＦ前の溶鋼中の溶解酸素（フリー酸素）濃度を低減することにより達成される。該溶解酸素（フリー酸素）濃度を２００ｐｐｍ以下とするのが好ましい。但し、低減し過ぎるとメタル／スラグ間で脱硫反応が進行し、被削性維持のための鋼中Ｓの確保が困難になるので十分な配慮が必要であり、１５０ｐｐｍ以上とするのが好ましい。溶解酸素（フリー酸素）制御方法としては、ＬＦ処理前に事前脱酸を行うことが効果的である。フリー酸素の制御にはＣａの添加が必須であるが、他にもＳｉ，Ａｌ，Ｔｉ，Ｚｒ，Ｍｇ等の単独もしくは複合添加も有効である。
［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／ｍｍ２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向上する。特に長手旋削の様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、微細の高密度で分散した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／ｍｍ２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でなければならない。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／ｍｍ２以上の密度で存在させるには請求項の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立が高くなり、熱間圧延時の疵発生が増大する。請求項の範囲の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仕上げ面粗さ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／ｍｍ２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、特に仕上げ面粗さ向上効果をより顕著にすることができる。
なお、ＭｎＳを主成分とする硫化物とは、純粋なＭｎＳのみならず、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。
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よい。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、図８に示すように、矢印に示す鋳造方向１５で鋳造した鋳片１６の横断面１７において、鋳片の厚み（Ｌ）の１／４の深さ位置１８（図８（ｂ）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次デンドライトアームの間隔から下記式により計算で求める。
ここでＲｃ：冷却速度（℃／ｍｉｎ）、λ２：２次デンドライトアームの間隔（μｍ）
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。
次に、任意添加選択元素の規定理由について説明する。
［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、これを上限とした。
［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、これを上限とした。
［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％を上限とした。
［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％を添加範囲とした。
［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、これを上限とした。
［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、これを上限とした。
［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、これを上限とした。
［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、これを上限とした。
［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Ｍｎ，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Ｍｎ，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％と規定した。
［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Ｍｎ，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％と規定した。
［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形状の伸延を制御する働きがある。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。
［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かさむだけでなく、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傷表面傷、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］ ０．３０〜０．６０％
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０．３０％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０．６０％とした。
［Ｂ］ ０．０００３〜０．０１５％
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０．０００３％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０．０００３％〜０．０１５％を範囲とした。
Ｂは酸化物を形成しやすいため、溶鋼中の溶存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添加により溶解酸素（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疵の原因となる場合もあり制御が必要である。更に被削性向上のために添加しているＭｎ，Ｂを溶鋼中で酸化物として消費してしまい、ＭｎＳになるＭｎ及びＢＮになる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％を下限とした。Ｏ量０．０１２％を越えると溶鋼中でＭｎ，Ｂの酸化物が生成しやすくなり、実質的にＭｎＳになるＭｎ及び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。更には耐火物溶損も激しくなるため、０．０１２％を上限とした。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、鋼材中の溶解酸素（フリー酸素）量を制御することができ、酸化物を形成しやすいＭｎ，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。したがって成分範囲を０．０００１〜０．００１０％と規定した。
［Ａｌ］ Ａｌ≦０．０１％
Ａｌは脱酸元素で、鋼中にはＡｌ２Ｏ３やＡＩＮを生成する。しかしＡｌ２Ｏ３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ＡＩＮ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Ａｌ２Ｏ３やＡＩＮを多量に生成しない０．０１％以下とした。
［Ｎ≧０．００２０％、かつ、１．３×Ｂ−０．０１００≦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著しく向上する。質量比でＢ：Ｎ＝１０．８：１４（＝１：１．３）の化学量論比で過不足なく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、圧延疵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。従って、Ｎ量の上限は、Ｂと過不足なく結合するＮ量（１．３×Ｂ）に対し＋０．００３４％を超えると圧延疵の発生が顕著になるので、１．３×Ｂ＋０．００３４以下とした。一方、添加するＮ量が少な過ぎる場合はＢＮ生成量が減少する。Ｂ量に対するＮ量の下限は、Ｂと過不足なく結合するＮ量（１．３×Ｂ）に対し−０．０１００％未満では被削性向上に必要なＢＮ量が得られないため、１．３×Ｂ−０．０１００以上とした。また、Ｎ量が０．００２０％未満では、Ｎの絶対量が不足し、鋼中でＢの存在している箇所まで拡散する距離が大きくなるため、化学量論比のＮ添加量であっても十分なＢＮを生成することはできない。そのため０．００２０％以上を確保する必要がある。以上により、製造性と被削性を両立させるべく、Ｎ含有量はＮ≧０．００２０％、かつ１．３×Ｂ−０．０１００≦Ｎ≦１．３×Ｂ＋０．００３４を満たす事が必要である。
［ＭｎＯ］ 円相当径にて０．５μｍ以上のＭｎＯの面積が全Ｍｎ系介在物の面積に対して１５％以下
Ｍｎは酸素との親和力の強い元素であり、溶鋼中で一定量の溶解酸素（フリー酸素）存在下においてはＭｎＯの形成が不可避となる。ＭｎＯは比較的低融点・軟質の介在物であり、そのものがＡｌ２Ｏ３のような硬質介在物として著しい工具磨耗等の被削性劣化を引き起こすものではない。しかしＭｎＯが増加するとＭｎＳとなるＭｎ量が減少し、ＭｎＳの微細分散が阻害されることから被削性は劣化する。更に多量のＭｎＯが生成している環境下では溶鋼中の溶解酸素（フリー酸素）は高濃度になっており、そのためＢ酸化物の生成量も増加していることなり、ＢＮとして生成するＢの量が減少し、被削性が更に劣化することになる。またＭｎＳになるＭｎが減少することで高温でＳを固定できなくなるため、ＦｅＳが多数生成することで熱間延性が劣化する。
更には溶鋼中でのＭｎＯによる連続鋳造用スライディングノズルのプレート耐火物の溶損が激しくなり、著しく製造性を劣化する。鋼材の圧延方向と直角な断面において円相当径にて０．５μｍ以上の鋼中ＭｎＯの面積が、全Ｍｎ系介在物の面積中１５％超であると被削性、製造性の劣化が著しくなるので、良好な被削性及び製造性を得るためには鋼中ＭｎＯが全Ｍｎ系介在物中１５％以下であることが必要である。
ＭｎＯが円相当径にて０．５μｍ以下であれば、その面積比率はきわめて小さく、従ってＭｎＯに消費されたＭｎ量も僅かであるためＭｎＳ生成量には大きく影響しない。そのため円相当径にて０．５μｍ以上のものについて規定した。
ここで、本発明で言うＭｎＯの同定、および面積の測定方法について説明する。
ＭｎＯは、通常、ＭｎＯ単独で存在する他、他の酸化物と結合して存在するものがあるが、本発明では、次の方法で測定したものをＭｎＯと同定し面積を求めるものである。
ＥＰＭＡによるＭｎＯ測定例を図３に示す。鋼材の圧延方向と直角な断面の直径の１／４の深さ位置より切り出し、樹脂へ埋め込み研磨した試験片を電子プローブマイクロアナライザー（ＥＰＭＡ）にて、１視野２００μｍ×２００μｍを２０視野以上の測定を行う。鋼材の鋼素地１２中のＭｎＯ１３はＭｎＳを主成分とする硫化物１４に含まれた状態で存在するので、ＥＰＭＡでの元素面分析でＭｎとＯが重なっている部分をＭｎＯとし、その面積を求めるものである。
全Ｍｎ系介在物とは、鋼中でＭｎと化合している介在物の全てを総称するものであり、後述するＭｎＳを主成分とする硫化物、ＭｎＯ単独の酸化物、及びＭｎＯと他の酸化物が結合している酸化物の全てを対象とするものである。全Ｍｎ系介在物もＥＰＭＡでの元素面分析で固定し、面積測定をすることができるので、この測定した全Ｍｎ系介在物の面積に対する上記測定したＭｎＯの面積の比率を求めるものである。
ＭｎＯ生成量を低減させるためには、ＬＦ前の溶鋼中の溶解酸素（フリー酸素）濃度を低減することにより達成される。該溶解酸素（フリー酸素）濃度を２００ｐｐｍ以下とするのが好ましい。但し、低減し過ぎるとメタル／スラグ間で脱硫反応が進行し、被削性維持のための鋼中Ｓの確保が困難になるので十分な配慮が必要であり、１５０ｐｐｍ以上とするのが好ましい。溶解酸素（フリー酸素）制御方法としては、ＬＦ処理前に事前脱酸を行うことが効果的である。フリー酸素の制御にはＣａの添加が必須であるが、他にもＳｉ，Ａｌ，Ｔｉ，Ｚｒ，Ｍｇ等の単独もしくは複合添加も有効である。
［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／ｍｍ２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向上する。特に長手旋削の様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、微細の高密度で分散した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／ｍｍ２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でなければならない。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／ｍｍ２以上の密度で存在させるには請求項の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立が高くなり、熱間圧延時の疵発生が増大する。請求項の範囲の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仕上げ面粗さ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／ｍｍ２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、特に仕上げ面粗さ向上効果をより顕著にすることができる。
なお、ＭｎＳを主成分とする硫化物とは、純粋なＭｎＳのみならず、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。
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よい。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、図８に示すように、矢印に示す鋳造方向１５で鋳造した鋳片１６の横断面１７において、鋳片の厚み（Ｌ）の１／４の深さ位置１８（図８（ｂ）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次デンドライトアームの間隔から下記式により計算で求める。
ここでＲｃ：冷却速度（℃／ｍｉｎ）、λ２：２次デンドライトアームの間隔（μｍ）
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。
次に、任意添加選択元素の規定理由について説明する。
［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、これを上限とした。
［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、これを上限とした。
［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％を上限とした。
［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％を添加範囲とした。
［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、これを上限とした。
［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、これを上限とした。
［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、これを上限とした。
［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、これを上限とした。
［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Ｍｎ，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Ｍｎ，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％と規定した。
［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Ｍｎ，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％と規定した。
［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形状の伸延を制御する働きがある。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１〜４に示す実施例１〜７２の発明例の鋼は、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。この中で実施例１〜８の請求項１の鋼種、及び６２〜７２の請求項６の鋼種の凝固冷却速度は１〜７℃／ｍｉｎ、実施例９〜６１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５〜６に示す実施例７３〜１０２の比較例の鋼は、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。発明例、比較例共に２７０ｔ転炉材はビレットに分塊圧後、φ９．５に圧延した。このφ９．５ｍｍ圧延材をφ８ｍｍまで伸線を行って試験材とした。熱間延性評価用に圧延前にビレット及び１８０ｍｍ角鋳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鋳込み速度の制御によって行った。
材料の被削性は表７に条件を示すドリル穿孔試験、表８に条件を示すプランジ切削試験、表９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）の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１を長手方向に送りながら試験片２の鋼材外周を切削方向３に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表面粗さ測定面４の仕上げ面粗さを繰り返し測定して評価する方法である。この実験方法の概要を図２に示す。本方法は試験片２を回転させながら超硬工具１を試験片２に沿って送り（０．０５ｍｍ／ｒｅｖ）、所定の切込量６（１ｍｍ）で切削（切削速度８０ｍ／ｍｉｎ）を行うもので、送りマーク５と呼ばれる山を仕上げ面７に形成しながら進行させて表面粗さ測定面８を形成する切削方法であり、むしれでの劣化９の有無が山の高低となってむしれた面の粗さ（理論粗さ＋むしれ）１０となる。すなわち、仕上げ面粗さとなり良好な面の粗さ（理論粗さ）１１に大きく影響する（図２（ｂ）参照）。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。
鋼材中のＭｎＯに関して、鋼材の圧延方向と直角な断面において円相当系にて０．５μｍ以上のものの面積比率の測定は、φ８ｍｍ伸線後の圧延・伸線方向と直角な断面の直径の１／４の深さ位置より切り出し、樹脂へ埋め込み研磨した試験片を電子プローブマイクロアナライザー（ＥＰＭＡ）にて行った。測定は１視野２００μｍ×２００μｍを２０視野以上行い、そこで元素面分析で測定される介在物中のＭｎＯ面積を全Ｍｎ系介在物面積に対する比率として面積率を求めた。鋼材中のＭｎＯはＭｎＳ中に含まれた状態で存在するので、ＥＰＭＡでの分析でＭｎとＯが重なる面積をＭｎＯの面積としてＭｎＳと識別した。ＭｎとＯの重ね合わせは画像処理によって行った。ＥＰＭＡによるＭｎＯ測定例を図３に示す。
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、φ８ｍｍ伸線後の圧延・伸線方向と直角な断面の直径の１／４の深さ位置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８０μｍ２を４０視野以上行い、それを１ｍｍ２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。
連続鋳造用スライディングノズルのプレート耐火物の溶損状況は、スライディングノズルプレートの材質としてＭｇＯ−Ｃ質（ＭｇＯ＝８７％、Ａｌ２Ｏ３＝１０％、Ｃ＝３％）を使用し、溶損割合を評価した。溶損割合は０．５μｍ以上のＭｎＯの面積が全Ｍｎ系介在物の面積に対して１５％であるときの耐火物の溶損割合を１として、各々の溶損割合を数値化した値である。溶損割合が１を超えると耐火物溶損が激しくなるので、溶損割合１以下で○、１超で×として評価した。実施例１〜７２の発明例はいずれも実施例７３〜１０２の比較例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％以上値と、低い溶損割合の良好な製造性を得ることができた。例えば実施例１〜８の発明例の様に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ＭｎＯ面積率が低い場合には、被削性を劣化されずに高い熱間延性の値と低い溶損割合を得ることができた。またＢ，Ｎのバランスの取れた添加量と低いＭｎＯ面積率により非常に良好な被削性を得ることができた。実施例９〜１８、及び５６〜５９の様に微細なＭｎＳを主成分とする硫化物密度が請求項２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。実施例１９〜５５、及び６０〜７２の請求項３〜６の任意添加選択元素を添加したものにおいても、良好な仕上げ面粗さと製造性が得られていることがわかる。その内、快削元素として知られるＰｂを微量添加した実施例４７，５２，６０，６２〜６７、同じく快削元素として知られるＴｅを微量添加した実施例４５，４８，５０，５３，６１，６８，６９、更にはＰｂとＴｅの両元素を添加した５５，７０〜７２においても良好な熱間延性と被削性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小さな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なっており、全般的に被削性、特に長手旋削での仕上げ面粗さが悪い値を示しており、同じレベルの小さい凝固冷却速度で鋳造した実施例１〜８の請求項１の発明例に対しても、化学成分が本発明の範囲を外れているために悪い値を示している。例えば実施例７６の比較例の様にＭｎＯ面積率の高い場合ではＭｎＳ量、ＢＮ量の減少により仕上げ面粗さは悪い値となり、溶損割合は大きな値となっている。実施例８０の比較例ではＭｎＯ面積率１５％以下を満たしているが、Ｓ，Ｃａ量が外れているために熱間延性が悪い値となっている。実施例８１の比較例の様にＣａ無添加の場合ではＯの制御ができず、多数生成したＭｎＯや硬質酸化物により熱間延性は８０％未満で溶損割合は大きな値の悪い製造性を示している。更に実施例９０，９１はＮ量が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９３はＳ，Ｎ量が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。実施例１０２はＭｎＯが高い比較例で、仕上げ面粗さ、溶損指数共に悪い値を示す。
図４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５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。この様に発明例と比較例では（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、（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６にＭｎＯ面積率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ＭｎＯ面積率＞１５％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７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る。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Ｂ量、Ｎ量のバランスが取れ、更にＭｎＯ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。
材料の被削性は表７に条件を示すドリル穿孔試験、表８に条件を示すプランジ切削試験、表９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）の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１を長手方向に送りながら試験片２の鋼材外周を切削方向３に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表面粗さ測定面４の仕上げ面粗さを繰り返し測定して評価する方法である。この実験方法の概要を図２に示す。本方法は試験片２を回転させながら超硬工具１を試験片２に沿って送り（０．０５ｍｍ／ｒｅｖ）、所定の切込量６（１ｍｍ）で切削（切削速度８０ｍ／ｍｉｎ）を行うもので、送りマーク５と呼ばれる山を仕上げ面７に形成しながら進行させて表面粗さ測定面８を形成する切削方法であり、むしれでの劣化９の有無が山の高低となってむしれた面の粗さ（理論粗さ＋むしれ）１０となる。すなわち、仕上げ面粗さとなり良好な面の粗さ（理論粗さ）１１に大きく影響する（図２（ｂ）参照）。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。
鋼材中のＭｎＯに関して、鋼材の圧延方向と直角な断面において円相当系にて０．５μｍ以上のものの面積比率の測定は、φ８ｍｍ伸線後の圧延・伸線方向と直角な断面の直径の１／４の深さ位置より切り出し、樹脂へ埋め込み研磨した試験片を電子プローブマイクロアナライザー（ＥＰＭＡ）にて行った。測定は１視野２００μｍ×２００μｍを２０視野以上行い、そこで元素面分析で測定される介在物中のＭｎＯ面積を全Ｍｎ系介在物面積に対する比率として面積率を求めた。鋼材中のＭｎＯはＭｎＳ中に含まれた状態で存在するので、ＥＰＭＡでの分析でＭｎとＯが重なる面積をＭｎＯの面積としてＭｎＳと識別した。ＭｎとＯの重ね合わせは画像処理によって行った。ＥＰＭＡによるＭｎＯ測定例を図３に示す。
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、φ８ｍｍ伸線後の圧延・伸線方向と直角な断面の直径の１／４の深さ位置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８０μｍ２を４０視野以上行い、それを１ｍｍ２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。
連続鋳造用スライディングノズルのプレート耐火物の溶損状況は、スライディングノズルプレートの材質としてＭｇＯ−Ｃ質（ＭｇＯ＝８７％、Ａｌ２Ｏ３＝１０％、Ｃ＝３％）を使用し、溶損割合を評価した。溶損割合は０．５μｍ以上のＭｎＯの面積が全Ｍｎ系介在物の面積に対して１５％であるときの耐火物の溶損割合を１として、各々の溶損割合を数値化した値である。溶損割合が１を超えると耐火物溶損が激しくなるので、溶損割合１以下で○、１超で×として評価した。実施例１〜７２の発明例はいずれも実施例７３〜１０２の比較例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％以上値と、低い溶損割合の良好な製造性を得ることができた。例えば実施例１〜８の発明例の様に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ＭｎＯ面積率が低い場合には、被削性を劣化されずに高い熱間延性の値と低い溶損割合を得ることができた。またＢ，Ｎのバランスの取れた添加量と低いＭｎＯ面積率により非常に良好な被削性を得ることができた。実施例９〜１８、及び５６〜５９の様に微細なＭｎＳを主成分とする硫化物密度が請求項２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。実施例１９〜５５、及び６０〜７２の請求項３〜６の任意添加選択元素を添加したものにおいても、良好な仕上げ面粗さと製造性が得られていることがわかる。その内、快削元素として知られるＰｂを微量添加した実施例４７，５２，６０，６２〜６７、同じく快削元素として知られるＴｅを微量添加した実施例４５，４８，５０，５３，６１，６８，６９、更にはＰｂとＴｅの両元素を添加した５５，７０〜７２においても良好な熱間延性と被削性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小さな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なっており、全般的に被削性、特に長手旋削での仕上げ面粗さが悪い値を示しており、同じレベルの小さい凝固冷却速度で鋳造した実施例１〜８の請求項１の発明例に対しても、化学成分が本発明の範囲を外れているために悪い値を示している。例えば実施例７６の比較例の様にＭｎＯ面積率の高い場合ではＭｎＳ量、ＢＮ量の減少により仕上げ面粗さは悪い値となり、溶損割合は大きな値となっている。実施例８０の比較例ではＭｎＯ面積率１５％以下を満たしているが、Ｓ，Ｃａ量が外れているために熱間延性が悪い値となっている。実施例８１の比較例の様にＣａ無添加の場合ではＯの制御ができず、多数生成したＭｎＯや硬質酸化物により熱間延性は８０％未満で溶損割合は大きな値の悪い製造性を示している。更に実施例９０，９１はＮ量が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９３はＳ，Ｎ量が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。実施例１０２はＭｎＯが高い比較例で、仕上げ面粗さ、溶損指数共に悪い値を示す。
図４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５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。この様に発明例と比較例では（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、（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６にＭｎＯ面積率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ＭｎＯ面積率＞１５％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７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る。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Ｂ量、Ｎ量のバランスが取れ、更にＭｎＯ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。
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、更には連続鋳造用スライディングノズルのプレート耐火物の溶損が少なく、熱間圧延での延性が良好な製造性に優れる快削鋼を提供できる。
Claims (3)
- 質量％で
Ｃ ：０．００５〜０．２％
Ｓｉ：０．００１〜０．５％
Ｍｎ：０．３〜３．０％
Ｐ ：０．００１〜０．２％
Ｓ ：０．３０〜０．６０％
Ｂ ：０．０００３〜０．０１５％
Ｏ ：０．００５〜０．０１２％
Ｃａ：０．０００１〜０．００１０％
Ａｌ≦０．０１％
を含有し、Ｎ含有量が、
Ｎ≧０．００２０％、かつ、１．３×Ｂ−０．０１００≦Ｎ≦１．３×Ｂ＋０．００３
４を満たし、残部がＦｅ及び不可避的不純物よりなり、さらに鋼中のＭｎＯ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０．５μｍ以上のＭｎＯの面積が、全Ｍ
ｎ系介在物の面積に対して１５％以下であり、１０００℃での高温引張試験による絞り値が８０％以上であることを特徴とする製造性に優れた快削鋼。 - 請求項１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のものの存在密度が１００００個／ｍｍ2
以上であることを特徴とする製造性に優れた快削鋼。 - 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％
Ｓｎ：０．００５〜２．０％
Ｚｎ：０．０００５〜０．５％
Ｔｉ：０．０００５〜０．１％
Ｚｒ：０．０００５〜０．１％
Ｍｇ：０．０００３〜０．００５％
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または２に記載の製造性に優れ
た快削鋼。
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Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN103911550A (zh) * | 2014-03-24 | 2014-07-09 | 北京科技大学 | 一种热塑性优良的环保型低碳高硫铋易切削钢 |
| CN104313466A (zh) * | 2014-10-31 | 2015-01-28 | 武汉钢铁(集团)公司 | 一种低碳微合金化易切削钢 |
Families Citing this family (19)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2008082153A1 (en) * | 2006-12-28 | 2008-07-10 | Posco | Eco-friendly pb-free free cutting steel with excellent machinability and hot workability |
| KR101018091B1 (ko) | 2008-07-09 | 2011-02-25 | 주식회사 포스코 | 구성인선이 적고 표면조도가 우수한 무연 쾌삭강 및 그제조방법 |
| JP5488438B2 (ja) * | 2010-04-09 | 2014-05-14 | 新日鐵住金株式会社 | 被削性に優れた電縫鋼管 |
| CN102884212A (zh) * | 2010-10-06 | 2013-01-16 | 新日铁住金株式会社 | 表面硬化钢及其制造方法 |
| CN102607906A (zh) * | 2012-02-21 | 2012-07-25 | 山东省冶金科学研究院 | 易切钢sae1215光谱分析用标准样品 |
| RU2587106C2 (ru) * | 2012-03-07 | 2016-06-10 | Ниппон Стил Энд Сумитомо Метал Корпорейшн | Стальной лист для горячей штамповки, способ его производства и горячештампованный стальной материал |
| JP5954484B2 (ja) * | 2013-02-18 | 2016-07-20 | 新日鐵住金株式会社 | 鉛快削鋼 |
| JP5954483B2 (ja) * | 2013-02-18 | 2016-07-20 | 新日鐵住金株式会社 | 鉛快削鋼 |
| CN103255359B (zh) * | 2013-04-17 | 2015-12-02 | 杭州钢铁集团公司 | 一种含铋易切削钢 |
| CN104696379B (zh) * | 2015-02-10 | 2017-12-19 | 山东金马工业集团股份有限公司 | 节叉产品及其制备方法 |
| EP3309272A4 (en) * | 2015-06-10 | 2018-10-24 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Free-cutting steel |
| CN107201482B (zh) * | 2017-04-19 | 2019-01-25 | 马鞍山市鑫龙特钢有限公司 | 一种风电用齿轮钢及其制备方法 |
| CN107217162A (zh) * | 2017-06-04 | 2017-09-29 | 游理淋 | 一种电磁场作用下制备金属合金的方法 |
| WO2019240209A1 (ja) * | 2018-06-13 | 2019-12-19 | 日鉄ステンレス株式会社 | マルテンサイト系ｓ快削ステンレス鋼 |
| US11074548B2 (en) | 2019-12-05 | 2021-07-27 | Coupang Corp. | Computer implemented systems and methods for optimization of a product inventory by intelligent distribution of inbound products |
| CN111876688A (zh) * | 2020-08-12 | 2020-11-03 | 宝武集团鄂城钢铁有限公司 | 一种高氮含硫易切削钢的冶炼方法 |
| CN112795848B (zh) * | 2021-03-22 | 2021-06-25 | 北京科技大学 | 一种易切削耐腐蚀钢及其制备方法 |
| CN113913704B (zh) * | 2021-12-13 | 2022-03-11 | 北京科技大学 | 碲-硫协同处理的铝脱氧钢及其制备方法和应用 |
| CN116949353B (zh) * | 2023-06-02 | 2024-05-17 | 江阴兴澄特种钢铁有限公司 | 一种含Bi易切削非调质汽车发动机曲轴用钢及其制造方法 |
Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2004176175A (ja) * | 2002-11-15 | 2004-06-24 | Nippon Steel Corp | 被削性に優れる鋼及びその製造方法 |
| JP2004176176A (ja) * | 2002-11-15 | 2004-06-24 | Nippon Steel Corp | 被削性に優れる鋼 |
Family Cites Families (15)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS62149854A (ja) | 1985-12-23 | 1987-07-03 | Kobe Steel Ltd | 快削鋼の製造方法 |
| KR0150704B1 (ko) | 1995-06-29 | 1998-12-01 | 김광호 | 반도체 칩 분리 장치 및 분리방법 |
| JP3437079B2 (ja) | 1998-02-05 | 2003-08-18 | 株式会社神戸製鋼所 | 切りくず処理性に優れた機械構造用鋼 |
| JP3687370B2 (ja) | 1998-11-25 | 2005-08-24 | 住友金属工業株式会社 | 快削鋼 |
| JP3874557B2 (ja) | 1998-12-11 | 2007-01-31 | Ｊｆｅ条鋼株式会社 | 靱性に優れた快削非調質鋼 |
| JP2001329335A (ja) | 2000-05-16 | 2001-11-27 | Kobe Steel Ltd | 熱間延性に優れた低炭素硫黄系ｂｎ快削鋼 |
| JP2002003991A (ja) | 2000-06-21 | 2002-01-09 | Kawasaki Steel Corp | 快削鋼 |
| JP2002249823A (ja) * | 2001-02-22 | 2002-09-06 | Kawasaki Steel Corp | 快削鋼の製造方法 |
| JP4295959B2 (ja) | 2002-06-26 | 2009-07-15 | Ｊｆｅ条鋼株式会社 | 表面疵の少ない被削性に優れた硫黄および硫黄複合快削鋼 |
| WO2004050932A1 (ja) * | 2002-11-15 | 2004-06-17 | Nippon Steel Corporation | 被削性に優れる鋼とその製造方法 |
| JP4264247B2 (ja) * | 2002-11-15 | 2009-05-13 | 新日本製鐵株式会社 | 被削性に優れる鋼およびその製造方法 |
| JP4348164B2 (ja) * | 2002-11-15 | 2009-10-21 | 新日本製鐵株式会社 | 被削性に優れる鋼 |
| JP4213948B2 (ja) * | 2002-11-15 | 2009-01-28 | 新日本製鐵株式会社 | 被削性に優れる鋼 |
| JP4359548B2 (ja) * | 2004-09-22 | 2009-11-04 | Ｊｆｅ条鋼株式会社 | Ｂｎ系快削鋼 |
| JP4500709B2 (ja) * | 2005-03-08 | 2010-07-14 | Ｊｆｅ条鋼株式会社 | Ｂｎ快削鋼 |
-
2007
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Patent Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2004176175A (ja) * | 2002-11-15 | 2004-06-24 | Nippon Steel Corp | 被削性に優れる鋼及びその製造方法 |
| JP2004176176A (ja) * | 2002-11-15 | 2004-06-24 | Nippon Steel Corp | 被削性に優れる鋼 |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN103911550A (zh) * | 2014-03-24 | 2014-07-09 | 北京科技大学 | 一种热塑性优良的环保型低碳高硫铋易切削钢 |
| CN104313466A (zh) * | 2014-10-31 | 2015-01-28 | 武汉钢铁(集团)公司 | 一种低碳微合金化易切削钢 |
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