JP5954484B2

JP5954484B2 - 鉛快削鋼

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Publication number: JP5954484B2
Application number: JP2015500131A
Authority: JP
Inventors: 宏二渡里; 橋村　雅之; 雅之橋村
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2013-02-18
Filing date: 2014-01-30
Publication date: 2016-07-20
Anticipated expiration: 2034-01-30
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Description

本発明は、快削鋼に関し、さらに詳しくは、鉛を含有する鉛快削鋼に関する。

自動車や電化製品等の一般的な機械製品は複数の部品を含む。これらの部品の多くは、切削加工により製造される。したがって、部品の素材となる鋼には、「削られやすさ」、つまり、優れた被削性が要求される。

快削鋼は被削性に優れる。代表的な快削鋼はたとえば、ＪＩＳ規格に規定されたＳＵＭ２３、ＳＵＭ２４Ｌ等である。Ｐｂは鋼の被削性を高めるため、快削鋼の多くはＰｂを含有する。以下、Ｐｂを含有する快削鋼を鉛快削鋼と称する。

近年、環境への配慮から、Ｐｂ含有量を抑えた快削鋼や、Ｐｂを含有しないＰｂフリー快削鋼が提案されている。しかしながら、被削性は鉛快削鋼の方が優れる。したがって、現在でも鉛快削鋼の需要は高い。最近では、部品の形状及び表面粗さ等の表面品質に対してさらに高い精度が要求されている。そのため、鉛快削鋼においてもさらなる被削性の向上が求められている。

従来から、Ｐｂを含有すれば、被削性が高まることは知られている。しかしながら、鋼中でのＰｂの存在形態についての報告事例はほとんどない。また、上述の低炭素鉛快削鋼ＳＵＭ２４ＬはＰｂ、Ｓ及びＰを含有する。しかしながら、ＳＵＭ２４Ｌでも被削性が十分ではない場合があり、所望の表面粗さが得られない場合がある。ＳＵＭ２４Ｌに相当する化学組成に、被削性を高めるＳやＰをさらに含有すれば、被削性が高まるものの、製造工程中に割れやすくなる。

特開２００４−１７６１７５号公報（特許文献１）は、快削鋼の被削性の改善を提案する。具体的には、特許文献１では、鋼中のＭｎＳ介在物の形態を制御して、鋼の被削性を高めている。

特開２００４−１７６１７５号公報

しかしながら、鉛快削鋼の場合、ＭｎＳ介在物の形態を単に制御しただけでは、十分な被削性が得られない場合がある。

本発明の目的は、被削性に優れた鉛快削鋼を提供することである。

本実施形態による鉛快削鋼は、質量％で、Ｃ：０．００５〜０．２％、Ｍｎ：０．３〜２．０％、Ｐ：０．００５〜０．２％、Ｓ：０．０１〜０．７％、Ｐｂ：０．０３〜０．５％、Ｎ：０．００４〜０．０２％、及び、Ｏ：０．００３〜０．０３％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなる。鋼中のＭｎＳ介在物、Ｐｂ介在物、及び、ＰｂとＭｎＳとを含有するＰｂ−ＭｎＳ介在物のうち、５μｍ以上の円相当径を有するＭｎＳ介在物、Ｐｂ介在物及びＰｂ−ＭｎＳ介在物の総数に対する５μｍ以上の円相当径を有するＰｂ−ＭｎＳ介在物の個数の比率は５％以上である。ＭｎＳ介在物、Ｐｂ介在物及びＰｂ−ＭｎＳ介在物の長さは２００μｍ以下である。鋼中の５μｍ以上の円相当径を有するＭｎＳ介在物、Ｐｂ介在物及びＰｂ−ＭｎＳ介在物の平均長さは５０μｍ以下である。ＭｎＳ介在物、Ｐｂ介在物及びＰｂ−ＭｎＳ介在物のうち、２μｍ以上の円相当径を有し、１０以下のアスペクト比を有するものが５００個／ｍｍ^２以上である。

上記鉛快削鋼は、Ｆｅの一部に代えて、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：０．５％以下、及び、Ｓｎ：０．５％以下からなる群から選択される１種又は２種以上を含有してもよい。また、上記鉛快削鋼は、Ｆｅの一部に代えて、Ｔｅ：０．２％以下、及び、Ｂｉ：０．５％以下からなる群から選択される１種以上を含有してもよい。さらに上記鉛快削鋼はＦｅの一部に代えて、Ｃｒ：０．５％以下、及び、Ｍｏ：０．５％以下からなる群から選択される１種以上を含有してもよい。

本実施形態による鉛快削鋼は、優れた被削性を有する。

図１Ａは、切削時において、構成刃先が大きい場合の切削面近傍の断面図である。図１Ｂは、切削時において、構成刃先が小さい場合の切削面近傍の断面図である。図２は、鋼中のＰｂ介在物及びＰｂ−ＭｎＳ介在物の写真である。図３は、有効大型快削介在物の長さが大きい場合の切削時における構成刃先の形状を説明するための模式図である。図４は、有効大型快削介在物の長さが小さい場合の切削時における構成刃先の形状を説明するための模式図である。図５は、本実施形態の鉛快削鋼の製造工程中の素材の温度履歴の一例を示すフロー図である。図６は、鋳造工程における冷却速度を説明するための模式図である。図７Ａは、プランジ切削試験を説明するための模式図である。図７Ｂは、プランジ切削試験を説明するための他の模式図である。

以下、図面を参照し、本発明の実施の形態を詳しく説明する。図中同一又は相当部分には同一符号を付してその説明は繰り返さない。以下、元素の含有量の「％」は、質量％を意味する。

本発明者らは、鉛快削鋼中のＰｂ及びＭｎＳ介在物の形態と被削性との関係に注目し、調査及び検討を行った。その結果、本発明者らは次の知見を得た。

（Ａ）鋼の被削性が高ければ、切削加工された鋼材の表面粗さは良好になり、切削工具の寿命も伸びる。被削性は、切削中に切削工具の刃先に付着する「構成刃先」の影響を受ける。

構成刃先とは、切削されている鋼材の一部であって、切削加工中の切削工具の刃先に付着するものを意味する。切削中において、構成刃先は工具からの脱落と付着とを繰り返しながら、実質的な刃先として機能する。したがって、構成刃先は、被削性に影響する。

（Ｂ）図１Ａ及び図１Ｂは、切削加工の途中で切削工具を取り外した後の、切削面近傍の断面図である。図中の白色の破線は、切削工具３の刃先位置を意味する。図１Ａでは、大きな構成刃先２が形成されており、構成刃先２が切削工具３から離れて鋼材１に付着している。一方、図１Ｂでは、構成刃先が図１Ａよりも十分に小さかったため、切削工具３とともに鋼材１から脱離している。

以上のとおり、構成刃先が大きく成長すれば、構成刃先が鋼材に付着しやすくなる。鋼材に付着した構成刃先は、切削工具と再び接触する。このとき切削工具が損傷する場合がある。さらに、鋼材に付着した構成刃先により、鋼材の切削表面の表面粗さが粗くなる場合がある。さらに、構成刃先が切削工具から脱離する場合、構成刃先の一部が切削工具に残存する場合がある。この場合、残存した構成刃先の一部が核となり、再び構成刃先が成長してしまう。そのため、切削工具が損傷したり、鋼材表面が粗くなる。

一方、図１Ｂのように構成刃先が小さい場合、構成刃先は鋼材及び切削工具から容易に脱離しやすい。この場合、構成刃先が切削工具の寿命に影響しにくく、鋼材の表面粗さも良好に（小さく）なりやすい。

以上のとおり、構成刃先は小さい方が好ましく、切削時に構成刃先が成長しにくい方が好ましい。構成刃先が小さい場合、構成刃先の脱落に伴うクラック生成が促進される。さらに、構成刃先は微細なまま頻繁に脱落するため、表面粗さが良好になり、工具寿命も伸びる。すなわち、被削性が高まる。

（Ｃ）切削時のクラック進展及び構成刃先の形状には、ＭｎＳ介在物、Ｐｂ介在物、Ｐｂ−ＭｎＳ介在物の形状が影響する。本明細書において、ＭｎＳ介在物は、Ｍｎ、Ｓ及び不純物からなる介在物を意味する。Ｐｂ介在物とは、図２の符号４に示すとおり、Ｐｂ及び不純物からなる介在物を意味する。Ｐｂ−ＭｎＳ介在物は、たとえば図２の符号７に示すとおり、ＭｎＳ５と、ＭｎＳ５の表面に付着するＰｂ６とを含有する介在物を意味する。これら３つの介在物を総称して、本明細書では、「快削介在物」と称する。

快削介在物は、切削時において、工具刃先近傍の応力集中効果に基づくクラック発生及び進展を促進する。快削介在物はさらに、切削工具と被削材との接触面において、潤滑作用を奏する。

（Ｄ）有効大型快削介在物の形状は、構成刃先の形状に影響する。快削介在物のうち、５μｍ以上の円相当径を有する快削介在物を有効大型快削介在物と定義する。具体的には、各快削介在物において、鉛快削鋼材の延伸方向の長さＭＬ（ＭａｘｉｍｕｍＬｅｎｇｔｈ）が大きすぎたり、有効大型快削介在物における鉛快削鋼材の延伸方向の平均長さＡＬ（ＡｖｅｒａｇｅＬｅｎｇｔｈ）が大きすぎたりすれば、構成刃先が成長して大きくなりやすく、切削性が低下する。

図３は、快削介在物の長さが大きい場合の切削時における構成刃先の形状を説明するための模式図である。図４は、快削介在物の長さが小さい場合の切削時における構成刃先の形状を説明するための模式図である。図３及び図４を参照して、切削工具１０が鋼材１を切削する場合、切削工具１０の刃先近傍鋼部分で切削工具の進行方向にクラックが生じる。さらに、切削工具の進行方向Ｘと垂直な方向Ｙ（圧延方向）のクラックは、鋼部分と快削介在物８との界面で形成される。したがって、図３に示すように、快削介在物８の長さが大きい場合、形成される構成刃先２も大きくなる。一方、図４に示すとおり、快削介在物８の長さが小さい場合、形成される構成刃先２も小さくなる。したがって、快削介在物８の長さは小さい方が好ましい。

具体的には、快削介在物の長さＭＬが２００μｍ以下であり、有効大型快削介在物の平均長さＡＬが５０μｍ以下である場合、構成刃先は微細になり、被削性が高まる。

（Ｅ）上述のとおり、鋼中の快削介在物はクラックの生成及び進展を促進する。したがって、図４に示すように、アスペクト比が小さい快削介在物が多数鋼中に存在すれば、微細な構成刃先が均一に多数形成される。そのため、表面粗さが良好になり、工具寿命も伸びる。

２μｍ以上の円相当径を有する快削介在物を有効快削介在物と定義する。有効快削介在物のうち、１０以下のアスペクト比を有するものの個数（以下、特定介在物密度ＳＮ０という）が５００個／ｍｍ^２以上存在すれば、微細な構成刃先が均一に多数生成され、被削性が高まる。なお、円相当径が５μｍ以上である有効大型快削介在物も、有効快削介在物に含まれる。

（Ｆ）有効大型快削介在物において、Ｐｂ−ＭｎＳ介在物の割合が多い方が、クラックが進展しやすく、被削性が高まる。ＭｎＳの表面にＰｂが付着している方が、ＭｎＳを起点にクラックが発生した場合、クラックが進展しやすいためと推定される。したがって、有効大型快削介在物の総数に対するＰｂ−ＭｎＳ介在物の個数が多い方が被削性が高まる。具体的には、鋼中の有効大型快削介在物の総数に対する有効大型Ｐｂ−ＭｎＳ介在物の個数の比率ＲＩが５％以上であれば、クラックが発生及び進展しやすく、高い被削性が得られる。ここでいう有効大型Ｐｂ−ＭｎＳ介在物とは、５μｍ以上の円相当径を有するＰｂ−ＭｎＳ介在物を意味する。

以上の知見に基づいて、本発明者らは、本実施形態による鉛快削鋼を完成した。以下、本実施形態による鉛快削鋼について詳述する。

［化学組成］
本実施の形態による鉛快削鋼は、以下の化学組成を有する。

Ｃ：０．００５〜０．２％
炭素（Ｃ）は、鋼の強度を高める。Ｃはさらに、鋼中の酸素量及び被削性に影響を与える。Ｃ含有量が低すぎれば、鋼中に酸素が多量に残存し、ピンホールが発生する。さらに、硬質酸化物が生成され、被削性が低下する。一方、Ｃ含有量が高すぎれば、鋼の強度が高くなり過ぎ、被削性が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．００５〜０．２％である。Ｃ含有量の好ましい下限は０．００５％よりも高く、さらに好ましくは０．０５％であり、さらに好ましくは０．０７％である。Ｃ含有量の好ましい上限は０．２％未満であり、さらに好ましくは０．１２％であり、さらに好ましくは０．０９％である。

Ｍｎ：０．３〜２．０％
マンガン（Ｍｎ）は、溶鋼中において軟質な酸化物を形成し、硬質酸化物の生成を抑制する。そのため、鋼の被削性が高まる。Ｍｎはさらに、Ｓと結合してＭｎＳを形成し、固溶Ｓ量を低減する。固溶Ｓ量が低減すれば、高温脆化割れが抑制される。Ｍｎ含有量が低すぎれば、上記効果が得られにくい。Ｍｎ含有量が低すぎればさらに、ＳがＭｎＳを形成する代わりにＦｅＳを形成し、鋼が脆化する。一方、Ｍｎ含有量が高すぎれば、鋼の硬度が高くなりすぎ、被削性及び冷間加工性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は０．３〜２．０％である。Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．３％よりも高く、さらに好ましくは０．５％であり、さらに好ましくは０．８％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は２．０％未満であり、さらに好ましくは１．８％であり、さらに好ましくは１．６％である。

Ｐ：０．００５〜０．２％
燐（Ｐ）は鋼を脆化し、鋼の被削性を高める。Ｐ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ｐ含有量が高すぎれば、被削性向上の効果が飽和する。Ｐ含有量が高すぎればさらに、鋼を安定的に製造することが困難になる。したがって、Ｐ含有量は０．００５〜０．２％である。Ｐ含有量の好ましい下限は０．００５％よりも高く、さらに好ましくは０．０３％であり、さらに好ましくは０．０５％である。Ｐ含有量の好ましい上限は０．２％未満であり、さらに好ましくは０．１５％であり、さらに好ましくは０．１％である。

Ｓ：０．０１〜０．７％
硫黄（Ｓ）は、Ｍｎと結合してＭｎＳ介在物を形成する。ＭｎＳ介在物は鋼の被削性を高める。さらに、Ｐｂは、凝固過程で晶出したＭｎＳの周辺に凝集されるため、ＭｎＳは、Ｐｂを鋼中に均一に分散する。Ｓ含有量が低すぎれば、上記効果が得られない。一方、Ｓ含有量が高すぎれば、粗大なＭｎＳを主成分とする硫化物が生成され、熱間変形特性が低下する。したがって、Ｓ含有量は０．０１〜０．７％である。被削性と圧延等の製造性とのバランスを考慮した場合、Ｓ含有量の好ましい下限は０．０１％よりも高く、さらに好ましくは０．０５％であり、さらに好ましくは０．１５％である。Ｓ含有量の好ましい上限は０．７％未満であり、さらに好ましくは０．５％であり、さらに好ましくは０．４％である。製造時における鋼の品質安定性を維持しつつ、被削性以外の機械的特性よりも被削性を優先する場合、好ましいＳ含有量は０．２８％以上である。

Ｐｂ：０．０３〜０．５％
鉛（Ｐｂ）はマトリクスのＦｅにほぼ固溶せず、軟質のＰｂ介在物を形成する。Ｐｂはさらに、ＭｎＳ周辺に隣接し、Ｐｂ−ＭｎＳ介在物を形成する。ＭｎＳに隣接したＰｂは、Ｐｂ−ＭｎＳ介在物と母材との界面の潤滑性を高め、熱間圧延時のＰｂ−ＭｎＳ介在物の延伸を抑える。また、Ｐｂはクラックの進展を助長する。そのため、鋼中にＰｂ介在物とＭｎＳ介在物とが形成され、さらに、Ｐｂ−ＭｎＳ介在物が形成されれば、被削性が高まる。Ｐｂ含有量が低すぎれば、上記効果が得られない。一方、Ｐｂ含有量が高すぎれば、鉛快削鋼を安定して製造するのが困難になる。したがって、Ｐｂ含有量は０．０３〜０．５％である。Ｐｂ含有量の好ましい下限は０．０３％よりも高く、さらに好ましくは０．１％であり、さらに好ましくは０．１５％である。Ｐｂ含有量の好ましい上限は０．５％未満であり、さらに好ましくは０．４％であり、さらに好ましくは０．３５％である。

Ｎ：０．００４〜０．０２％
窒素（Ｎ）は被削性及び切削後の表面粗さに影響を与える。具体的には、Ｎ含有量が低すぎれば、切削時の鋼中の転位が動きやすい。そのため、マトリクスの延性が高くなり過ぎる。この場合、切削むしれが生じやすくなり、良好な表面粗さが得られない。一方、Ｎ含有量が高すぎれば、転位が動きにくくなる。この場合、鋼が脆化し、伸線や冷間鍛造等の切削以外の冷間加工時に鋼が割れやすくなる。したがって、Ｎ含有量は０．００４〜０．０２％である。Ｎ含有量の好ましい下限は０．００４％よりも高く、さらに好ましくは０．００６％であり、さらに好ましくは０．００８％である。Ｎ含有量の好ましい上限は０．０２％未満であり、さらに好ましくは０．０１８％であり、さらに好ましくは０．０１５％である。

Ｏ：０．００３〜０．０３％
酸素（Ｏ）は、ＭｎＳの形状に影響を与える。Ｏ含有量が低すぎる場合、ＭｎＳ中の酸素量も低減する。そのため、ＭｎＳの延伸性が高まる。圧延等により鋼を加工した場合、所定の方向（たとえば圧延方向）にＭｎＳが延伸しやすくなり、鋼に異方性が生じやすくなる。この場合、切削時に構成刃先が大型化したり、切削された鋼部分の不規則な脱落が生じる。そのため、鋼の表面が粗くなったり、工具が劣化したりする。本実施形態では特に、ＭｎＳの形状はＰｂの分散に影響する。そのため、アスペクト比の高い（つまり、延伸した）ＭｎＳは好ましくない。Ｏ含有量が低すぎる場合はさらに、特定介在物密度ＳＮ０が小さくなる。一方、Ｏ含有量が高すぎる場合、鋼中で過剰な硬質酸化物が形成され、鋼の被削性が低下する。したがって、Ｏ含有量は０．００３〜０．０３％である。Ｏ含有量の好ましい下限は０．００３％よりも高く、さらに好ましくは０．００５％であり、さらに好ましくは０．００８％であり、さらに好ましくは０．０１２％である。Ｏ含有量の好ましい上限は０．０３％未満であり、さらに好ましくは０．０２５％であり、さらに好ましくは０．０２２％である。耐火物の溶損等を考慮した場合、Ｏ含有量のさらに好ましい上限は０．０１８％である。

本実施の形態による鉛快削鋼の残部は鉄（Ｆｅ）及び不純物からなる。ここでいう不純物は、鋼の原料として利用される鉱石やスクラップ、又は製造過程の環境等から混入される元素をいう。

［鋼中の快削介在物について］
本実施形態による快削鋼では、鋼中の快削介在物（ＭｎＳ介在物、Ｐｂ介在物、Ｐｂ−Ｍｎ介在物）が次の条件１〜条件４を満たす。

［条件１］
鋼中の快削介在物のうち、５μｍ以上の円相当径を有するＭｎＳ介在物、５μｍ以上の円相当径を有するＰｂ介在物、及び、５μｍ以上の円相当径を有するＰｂ−ＭｎＳ介在物の総数に対する５μｍ以上の円相当径を有するＰｂ−ＭｎＳ介在物の個数の比率ＲＩが５％以上である。ここで、円相当径とは、快削介在物の面積を、同じ面積を有する円に換算した場合の円の直径を意味する。

［条件２］
鋼中の快削介在物の長さＭＬが２００μｍ以下である。

［条件３］
鋼中の快削介在物のうち、５μｍ以上の円相当径を有するＭｎＳ介在物、５μｍ以上の円相当径を有するＰｂ介在物、及び、５μｍ以上の円相当径を有するＰｂ−ＭｎＳ介在物の平均長さＡＬが５０μｍ以下である。

［条件４］
鋼中の快削介在物のうち、２μｍ以上の円相当径を有し、１０以下のアスペクト比を有する快削介在物の個数（特定介在物密度ＳＮ０という）が５００個／ｍｍ^２以上である。

以下、各条件について詳述する。

［条件１について］
上述のとおり、Ｐｂ−ＭｎＳ介在物では、ＭｎＳの表面に付着したＰｂが、ＭｎＳを起点として発生したクラックの進展を促進する。そのため、有効大型快削介在物の総数に対する有効大型Ｐｂ−ＭｎＳ介在物の個数の比率ＲＩが高ければ、被削性が高まる。具体的には、比率ＲＩが５％以上であれば、クラックが進展しやすく、高い被削性が得られる。

比率ＲＩは次の方法で得られる。鉛快削鋼材（たとえば、棒鋼、線材等）の延伸方向（たとえば圧延方向）と平行であり、鉛快削鋼材の中心線を含む断面（以下、主面という）を研磨する。主面のうち、鉛快削鋼材の表面から半径方向に向かって半径の１／２深さの位置（いわゆるＲ／２位置）部を１０視野観察する。各視野の面積は４ｍｍ^２（２ｍｍ×２ｍｍ）とする。したがって、観察された視野の総面積は４０ｍｍ^２である。

各視野を１６×１２領域に分割する。そして各領域に存在する介在物を特定する。そして、特定された介在物の化学組成を分析し、特定された介在物の快削介在物の種類（Ｐｂ介在物、ＭｎＳ介在物、Ｐｂ−ＭｎＳ介在物）を決定する。

介在物の特定及び快削介在物の種類の決定には、エネルギ分散型Ｘ線分光器（ＥＤＸ）を備えた電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いる。特定された介在物のうち、円相当径が１μｍ未満のものは、画像のノイズと判断して対象から外す。

ＳＥＭ及びＥＤＸにより得られた画像（介在物組成解析画像）を用いて、各快削介在物の円相当径を求める。以上の方法により、５μｍ以上の円相当径を有する快削介在物（つまり、有効大型快削介在物）が特定され、５μｍ以上の円相当径を有するＰｂ−ＭｎＳ介在物（有効大型Ｐｂ−ＭｎＳ介在物）が特定される。快削介在物の円相当径の上限は特に限定されないが、たとえば、２００μｍである。

１０視野で特定された有効大型快削介在物の総数ＴＮ０と、１０視野で特定された有効大型Ｐｂ−ＭｎＳ介在物の総数ＴＮ１とをそれぞれ求める。そして次の式（１）に基づいて比率ＲＩ（％）を求める。
ＲＩ＝ＴＮ１／ＴＮ０×１００（１）

快削介在物の特定、円相当径の算出、有効大型快削介在物の特定、総数ＴＮ０及びＴＮ１の特定等は、上述の介在物組成解析画像を用いて、周知の粒子解析ソフトウェアにより解析できる。

好ましい比率ＲＩは１０％以上であり、さらに好ましくは１５％以上である。この場合、被削性がさらに高まる。

［条件２及び条件３について］
鋼中の快削介在物の長さＭＬは２００μｍ以下である（条件２）。さらに、快削介在物のうち、有効大型快削介在物（つまり、５μｍ以上の円相当径を有するＭｎＳ介在物、５μｍ以上の円相当径を有するＰｂ介在物、及び、５μｍ以上の円相当径を有するＰｂ−ＭｎＳ介在物）の平均長さＡＬは５０μｍ以下である（条件３）。この場合、構成刃先が微細化しやすく、切削時に鋼中にクラックが発生及び進展しやすい。そのため、優れた表面粗さ及び工具寿命が得られ、高い被削性が得られる。

快削介在物の長さＭＬ及び有効大型快削介在物の平均長さＡＬは次の方法で測定される。鉛快削鋼材（たとえば、棒鋼、線材等）の主面を研磨する。主面のうち、Ｒ／２位置部を鏡面研磨し、観察する。観察総面積を２０００ｍｍ^２とする。観察総面積は２０視野の総面積であり、各視野面積は１０ｍｍ×１０ｍｍとする。光学顕微鏡を用いて４００倍の倍率で各視野の快削介在物を特定する。特定された快削介在物のうち、円相当径が２μｍ以上の快削介在物（有効快削介在物）の各々において、鋼材の延伸方向の長さＬＬと、延伸方向と垂直な長さＬＳとを測定する。特定された各快削介在物の長さＬＬのうち、最大のものを快削介在物の長さＭＬ（μｍ）と定義する。

さらに、上記の方法で特定された各快削介在物のうち有効大型快削介在物（円相当径が５μｍ以上の快削介在物）の長さＬＬ（μｍ）の平均値を平均長さＡＬ（μｍ）と定義する。長さＭＬ及び有効大型快削介在物の平均長さＡＬは、上述の粒子解析ソフトウェアを用いて解析できる。

快削介在物の長さＭＬが２００μｍを超える、又は、有効大型快削介在物の平均長さＡＬが５０μｍを超える場合、快削介在物が過剰に大きい、又は、快削介在物のアスペクト比ＡＲが過剰に大きく、快削介在物が延伸している。アスペクト比ＡＲは、次の式（２）で定義される。
アスペクト比ＡＲ＝快削介在物の長さＬＬ／快削介在物の長さＬＳ（２）

快削介在物が過剰に大きかったり、過剰に延伸していたりする場合、図３に示すとおり、大型の構成刃先２が形成される。構成刃先２が大型になれば、生成される構成刃先２の分布が不均一になりやすく、その結果、表面粗さが低下し、工具寿命も短くなる。

長さＭＬが２００μｍ以下であり、かつ、有効大型快削介在物の平均長さＡＬが５０μｍ以下である場合、快削介在物のアスペクト比ＡＲが小さく、快削介在物は球状に近い。この場合、図４に示すとおり、構成刃先２が微細になり、切削工具の刃先において、複数の微細な構成刃先２が均一に分布しやすい。そのため、均一な切削が可能であり、良好な表面粗さが得られ、工具寿命も長くなる。

［条件４について］
本実施形態の快削鋼では、鋼中の快削介在物のうち、２μｍ以上の円相当径を有し１０以下のアスペクト比を有する快削介在物の個数（以下、特定介在物密度ＳＮ０という）が５００個／ｍｍ^２以上である。

ここで、特定介在物密度ＳＮ０は次の方法で求められる。条件１に規定の方法で各視野（合計１０視野）での快削介在物を特定する。特定された各快削介在物について条件１と同じ方法で円相当径を求める。また、各快削介在物のうち、円相当径が２μｍ以上の快削介在物について式（２）に基づいてアスペクト比ＡＲを求める。以上の方法により、１０視野において、２μｍ以上の円相当径を有し１０以下のアスペクト比を有する快削介在物の総数ＳＮ１を求める。

総数ＳＮ１、及び１０視野の総面積（ｍｍ^２）を用いて、次の式（３）により特定介在物密度ＳＮ０（個／ｍｍ^２）を求める。
特定介在物密度ＳＮ０＝総数ＳＮ１／１０視野の総面積（３）

円相当径、アスペクト比、総数ＳＮ１等は、上記粒子解析ソフトウェアを用いて解析できる。

有効快削介在物（２μｍ以上の円相当径を有する快削介在物）は構成刃先の微細化に寄与する。特定介在物密度ＳＮ０が少なすぎれば、鋼中での有効快削介在物の分布が十分でない。そのため、構成刃先が微細化しない場合が生じ、過剰に成長した構成刃先が発生しやすい。この場合、被削性が低下する。

特定介在物密度ＳＮ０が５００個／ｍｍ^２以上である場合、有効快削介在物が鋼中に均一に分散している。そのため、構成刃先が微細化しやすく、構成刃先のばらつきを抑えることができる。その結果、良好な表面粗さが得られる。

［選択元素について］
本実施の形態による鉛快削鋼はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｃｕ、Ｎｉ及びＳｎからなる群から選択される１種又は２種以上を含有してもよい。これらの選択元素は耐食性を高める。

Ｃｕ：０．５％以下
銅（Ｃｕ）は選択元素である。Ｃｕは鋼の耐食性を高める。Ｃｕはさらに、鋼の被削性を高める。一方、Ｃｕ含有量が高すぎれば、鋼の熱間延性が低下する。したがって、Ｃｕ含有量は０．５％以下である。Ｃｕ含有量が０．０５％以上であれば、上記効果が顕著に得られる。Ｃｕ含有量のさらに好ましい下限は、０．０７％であり、さらに好ましくは０．１５％である。Ｃｕ含有量の好ましい上限は０．５％未満であり、さらに好ましくは０．４％であり、さらに好ましくは０．３％である。

Ｎｉ：０．５％以下
ニッケル（Ｎｉ）は選択元素である。Ｎｉは鋼の耐食性を高める。Ｎｉはさらに、鋼の延性を高める。鉛快削鋼がＣｕを含有する場合は、Ｎｉは鉛快削鋼の脆化を抑制し、鋼の製造安定性を高める。一方、Ｎｉ含有量が高すぎれば、延性が高くなりすぎ、被削性が低下する。したがって、Ｎｉ含有量は０．５％以下である。Ｎｉ含有量が０．０５％以上であれば、上記効果が顕著に得られる。Ｎｉ含有量のさらに好ましい下限は、０．１％である。Ｎｉ含有量の好ましい上限は０．５％未満であり、さらに好ましくは０．４％であり、さらに好ましくは０．３％である。

Ｓｎ：０．５％以下
錫（Ｓｎ）は選択元素である。Ｓｎは鋼の耐食性を高める。Ｓｎはさらに、鋼の被削性を高める。一方、Ｓｎ含有量が高すぎれば、鋼の熱間延性が低下する。したがって、Ｓｎ含有量は０．５％以下である。Ｓｎ含有量が０．０５％以上であれば、上記効果が顕著に得られる。Ｓｎ含有量のさらに好ましい下限は０．１％であり、さらに好ましくは０．２％である。Ｓｎ含有量の好ましい上限は０．５％未満であり、さらに好ましくは０．４％であり、さらに好ましくは０．３％である。

本実施形態による鉛快削鋼はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｔｅ及びＢｉからなる群から選択される１種以上を含有してもよい。これらの元素は選択元素であり、鋼の被削性を高める。

Ｔｅ：０．２％以下
テルル（Ｔｅ）は選択元素である。Ｔｅは鋼の被削性を高める。Ｔｅは特に、快削介在物の形状制御に有効であり、具体的には、ＭｎＳ介在物、Ｐｂ−ＭｎＳ介在物のアスペクト比を小さくする。一方、Ｔｅ含有量が高すぎれば、鋼の熱間延性が低下する。したがって、Ｔｅ含有量は０．２％以下である。Ｔｅ含有量が０．０００３％以上であれば、上記効果が顕著に得られる。Ｔｅ含有量のさらに好ましい下限は０．０００８％であり、さらに好ましくは０．０１％である。Ｔｅ含有量の好ましい上限は０．２％未満であり、さらに好ましくは０．１％であり、さらに好ましくは０．０５％である。

Ｂｉ：０．５％以下
ビスマス（Ｂｉ）は選択元素である。Ｂｉは鋼の被削性を高める。一方、Ｂｉ含有量が高すぎれば、鋼の熱間延性が低下する。したがって、Ｂｉ含有量は０．５％以下である。Ｂｉ含有量が０．００５％以上であれば、上記効果が顕著に得られる。Ｂｉ含有量のさらに好ましい下限は０．００８％であり、さらに好ましくは０．０１％である。Ｂｉ含有量の好ましい上限は０．５％未満であり、さらに好ましくは０．１％であり、さらに好ましくは０．０５％である。

本実施の形態による鉛快削鋼はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｃｒ及びＭｏからなる群から選択される１種以上を含有してもよい。これらの選択元素は圧延後の鋼の硬さを高める。

Ｃｒ、Ｍｏは焼き入れ性を高める。そのため、本実施形態の鉛快削鋼のような低炭素鋼においても、圧延後の素材の強度を調整するために有効な場合がある。本実施形態の鉛快削鋼は、伸線されて加工硬化した材料を削る場合が多い。一般に鋼は硬い方が表面粗さに優れるものの、工具摩耗が促進される。そのため、鋼の硬さは寸法精度に影響する。精密部品においては伸線による加工硬化後の鋼の硬さを１５０〜２５０ＨＶ程度に制御することが好ましく、さらに加工する形状や切削量によって最適な硬さに調整することが好ましい。

伸線による加工硬化後の鋼の硬さは圧延後の鋼の硬さ、加工硬化特性及び加工量で決定づけられる。加工量(たとえば伸線減面率)が小さい場合、加工後の鋼の硬さは大きくなりにくい。そのため、あらかじめ圧延後の鋼の硬さを高めておくことが有効である。そのためにはＣｒ及び／又はＭｏのような焼き入れ性を向上する元素が有効である。

Ｃｒ：０．５％以下
クロム（Ｃｒ）は選択元素である。Ｃｒは圧延後の鋼の硬さを高める。Ｃｒ含有量が高すぎれば、鋼が硬くなりすぎたり、快削鋼としての被削性が得られにくくなる。したがって、Ｃｒ含有量は０．５％以下である。Ｃｒ含有量が０．０５％以上であれば、上記効果が顕著に得られる。Ｃｒ含有量の好ましい下限は０．０８％であり、さらに好ましくは０．１％である。Ｃｒ含有量の好ましい上限は０．５％未満であり、さらに好ましくは０．３％であり、さらに好ましくは０．２％である。

Ｍｏ：０．５％以下
モリブデン（Ｍｏ）は選択元素である。Ｍｏは圧延後の鋼の硬さを高める。Ｍｏ含有量が高すぎれば、鋼が硬くなりすぎたり、快削鋼としての被削性が得られにくくなる。したがって、Ｍｏ含有量は０．５％以下である。Ｍｏ含有量が０．０２％以上であれば、上記効果が顕著に得られる。Ｍｏ含有量の好ましい下限は０．０３％である。Ｍｏ含有量の好ましい上限は０．２％未満であり、さらに好ましくは０．１％である。

［製造方法］
上述の条件１〜４を満たす快削介在物を含む鉛快削鋼は、たとえば、次の製造方法により製造される。

図５は、本実施形態の鉛快削鋼の製造工程中の鋼材の温度履歴を模式的に示す図である。図５を参照して、製造方法の一例では、初めに、上述の化学組成を満たす溶鋼を連続鋳造法により鋳片にする。又は、溶鋼を造塊法によりインゴットにする（鋳造工程Ｓ１）。そして、鋳片又はインゴットを複数回熱間加工して鉛快削鋼材を製造する（熱間加工工程Ｓ２）。以下、それぞれの工程について詳述する。

［鋳造工程Ｓ１］
鋳造工程Ｓ１では、溶鋼を鋳造して鋳片又はインゴットを製造する。以下、鋳片及びインゴットを総称して素材という。ここでいう素材の横断面積はたとえば、３５０ｍｍ×５６０ｍｍ、２２０ｍｍ×２２０ｍｍ、２００ｍｍ×２００ｍｍ及び１５０ｍｍ×１５０ｍｍのいずれかである。その素材の断面積及び凝固過程での冷却条件により、溶鋼の冷却速度ＲＣが制御される。ＭｎＳ介在物は、鋳造工程Ｓ１における素材の凝固末期に晶出する。鋳造工程Ｓ１において、溶鋼の冷却速度ＲＣが速いほど、Ｍｎの固溶量が増大する。そのため、鋼中に晶出するＭｎＳは成長せずＭｎＳの形状が小さくなる。この場合、ＭｎＳ中の酸素量が多くなるため、アスペクト比の小さなＭｎＳが形成される。しかしながら、冷却速度ＲＣが速すぎれば、Ｓ固溶量が過剰に多くなり、鋼の熱間延性が低下する。そのため、連続鋳造により鋳片を製造する場合、ブレークアウトが発生しやすくなる。冷却速度が速すぎればさらに、有効大型快削介在物のうち、Ｐｂ−ＭｎＳ介在物が少なくなり、比率ＲＩが低くなり過ぎる。一方、冷却速度ＲＣが遅すぎれば、鋼中に晶出したＭｎＳが粗大になり、個数も少なくなる。その結果、特定介在物密度ＳＮ０が５００個／ｍｍ^２未満となり、鋼の被削性が低下する。またＰｂの分布も不均一になりやすく、品質安定性にも劣る。

図６は、鋳造された素材の横断面図である。厚さＷ（ｍｍ）の素材のうち、表面から素材中心に向かってＷ／４の位置の地点Ｐ１において、液相線温度から固相線温度までの冷却速度を、鋳造工程Ｓ１における冷却速度ＲＣ（℃／ｍｉｎ）と定義する。冷却速度ＲＣが０．１〜２０℃／ｍｉｎである場合、適切なアスペクト比及びサイズのＭｎＳが形成され、適切な特定介在物密度ＳＮ０が得られる。さらに、Ｐｂ−ＭｎＳ介在物の生成が促進され、適切な比率ＲＩが得られる。さらに、熱間加工工程Ｓ２が適切であれば、上記条件１〜４を満たす快削介在物を含有する鉛快削鋼を製造できる。

冷却速度ＲＣの好ましい上限は２０℃／ｍｉｎ未満であり、さらに好ましくは１５℃／ｍｉｎであり、より好ましくは１５℃／ｍｉｎ未満である。この場合、適切なアスペクト比及びサイズのＭｎＳが形成されやすい。一方、冷却速度ＲＣが遅すぎれば、ＭｎＳ介在物の個数が少なくなったり、Ｐｂ介在物が不均一に分布しやすくなり、品質安定性が低下する。したがって、冷却速度ＲＣの好ましい下限は０．１℃／ｍｉｎであり、さらに好ましくは５℃／ｍｉｎである。

冷却速度ＲＣは次の方法で求めることができる。凝固後の素材を横断方向に切断する。素材の横断面のうち、地点Ｐ１での凝固組織の厚み方向の２次デンドライトアーム間隔λ２（μｍ）を測定する。測定値λ２を用いて、次の式（４）に基づいて冷却速度ＲＣ（℃／ｍｉｎ）を求める。
ＲＣ＝（λ２／７７０）^{−（１／０．４１）} （４）

２次デンドライトアーム間隔λ２は冷却速度に依存する。したがって、２次デンドライトアーム間隔λ２を測定することにより冷却速度ＲＣを求めることができる。

［熱間加工工程Ｓ２］
熱間加工工程Ｓ２では通常、複数回の熱間加工（Ｓ２１〜Ｓ２ｋ、ｋは２以上の自然数）が実施される。各熱間加工を実施する前に、素材を加熱する。たとえば、図５では、２回の熱間加工Ｓ２１及びＳ２２を実施する。熱間加工Ｓ２１では初めに、素材を加熱する（ＨＰ１）。その後、素材に対して熱間加工を実施する（ＷＰ１）。熱間加工はたとえば、分塊圧延である。熱間加工後の素材は空冷等の周知の冷却法により冷却される。熱間加工Ｓ２２でも、熱間加工Ｓ２１と同様に、初めに、１回目の熱間加工により製造された素材を再び加熱する（ＨＰ２）。その後、２回目の熱間加工を実施して、鋼材を製造する（ＷＰ２）。たとえば、連続圧延機により素材を圧延して棒鋼や線材を製造する。以上のとおり、熱間加工工程Ｓ２では、複数回の熱間加工（Ｓ２１〜Ｓ２ｋ）が実施される。

有効快削介在物（有効大型快削介在物も含む）は主として鋳造時に晶出し、成長する。これらの快削介在物は軟質の介在物である。したがって、熱間加工により、快削介在物の形状は変化しやすい。熱間加工では一般的に、鉛快削鋼を一軸に延伸する。そのため、快削介在物も一軸（圧延方向等）に延伸しやすい。

各熱間加工Ｓ２１〜Ｓ２ｋにおける熱間加工開始時の素材の表面温度（以下、加工開始温度という）が低すぎれば、圧延装置や熱間鍛造装置等による加工（圧下等）が快削介在物まで浸透しやすいため、快削介在物が延伸しやすい。圧延開始温度が１０８０℃以上であれば、マトリクスの熱間延性が高まる。そのため、加工（圧下）が快削介在物まで浸透しにくい。つまり、快削介在物が変形する前に、マトリクスが変形する。そのため、快削介在物は熱間加工において変形しにくく、製造された鉛快削鋼の快削介在物は、条件２及び３を満たす。

熱間加工Ｓ２１〜Ｓ２ｋを複数回実施する場合、各熱間加工における加工開始温度を１０８０℃以上にすれば、製造後の鋼中の快削介在物は条件２及び３を満たす。たとえば、上述の例のように、２回の熱間加工Ｓ２１及びＳ２２を実施する場合、各加工ＷＰ１、ＷＰ２における加工開始温度を１０８０℃以上にする。ＷＰ１が分塊圧延であり、ＷＰ２が連続圧延機による製品圧延である場合、分塊圧延での加工開始温度（圧延開始温度）を１０８０℃以上とし、かつ、連続圧延での加工開始温度（圧延開始温度）も１０８０℃以上にする。

加工開始温度は、たとえば、加工装置（分塊圧延機及び連続圧延機）の入側に配置された放射温度計により測定可能である。

種々の化学組成及び製造条件で鉛快削鋼を製造し、被削性を評価した。

［試験方法］
表１に示す化学組成を有する試験番号１〜２７の溶鋼を製造した。

溶鋼を用いて連続鋳造法又は造塊法により、鋳片又はインゴット（以下、総称して素材と称する）を製造した。連続鋳造法、造塊法のいずれもその断面は２００×２００ｍｍであり、その冷却方法を制御して得られた各試験番号の鋼を鋳造するときの冷却速度ＲＣ（℃／ｍｉｎ）は表１に示すとおりであった。各試験番号の冷却速度ＲＣは、２次デンドライトアーム間隔を測定して、上述の式（４）に基づき計算によって求めた。

各試験番号の素材に対して、２回の熱間加工を実施して５０ｍｍの外径を有する丸棒材を製造した。各熱間加工では、分塊圧延、延伸圧延及び熱間鍛造のいずれかを実施した。各熱間加工において、加工開始温度Ｔ１及びＴ２（℃）を測定した。表１に、各試験番号での加工開始温度を表１に示す。表１中の「Ｔ１」欄には、１回目の熱間加工での加工開始温度が記載されている。「Ｔ２」欄には、２回目の熱間加工での加工開始温度が記載されている。

各試験番号において、各熱間加工を実施するごとに、熱間加工後の素材の表面を観察し、割れの有無を確認した。割れが発生している場合、その試験番号の試験を中止した。

［快削介在物観察試験］
各試験番号の丸棒材から、組織観察用の試験片を採取した。試験片の表面のうち、丸棒材の長手方向（つまり、圧延方向又は延伸方向）と平行であり、かつ、丸棒材の中心線を含む断面を検鏡面と定義した。上述の方法に基づいて、各試験番号の快削介在物の長さＭＬ（μｍ）、有効大型快削介在物の平均長さＡＬ（μｍ）、比率ＲＩ（％）及び特定介在物密度ＳＮ０（個／ｍｍ^２）を求めた。

［ドリル穿孔試験］
各試験番号の鋼の被削性を、ドリル穿孔試験で評価した。ドリル穿孔試験では、各試験番号の丸棒材に対して、ドリルを用いて任意の切削速度で１５ｍｍ深さの穴を複数回形成し続けた。そして、累計の穴深さが１０００ｍｍとなるまで切削可能（つまり、１５ｍｍ深さの穴が６７個以上穿孔可能）であった最高の切削速度ＶＬ１０００（ｍ／ｍｉｎ）を求めた。

具体的には、ＮＡＣＨＩ（商標）製の直径５ｍｍのドリルを用いた。ドリルの突出し量を６０ｍｍ、送りを０．３３ｍｍ／ｒｅｖとし、穿孔時には市販の水溶性切削油を用いた。穿孔方向は、丸棒材の長手方向と垂直な方向（横断方向）とした。ドリルが溶損又は折損するまで繰り返し穴開け加工を実施し、切削速度ＶＬ１０００を求めた。切削速度ＶＬ１０００が大きいほど、高速で多くの穴を穿孔可能なことを意味するため、工具寿命に優れ、被削性が高いと判断した。

［プランジ切削試験］
各試験番号の鋼の切削後の表面粗さを、図７Ａ及び図７Ｂに示すプランジ切削試験で評価した。プランジ切削試験では、突切工具２０を用いて、丸棒材３０を軸周りに回転させながら丸棒材３０の表面を切削して、図７Ｂに示すとおり、溝Ｇ１〜Ｇ１０を順次形成した。具体的には、突切工具２０を丸棒材３０の半径方向に前進して溝Ｇ１を形成した。その後、図７Ｂ中の矢印のとおり、突切工具２０を丸棒材３０の半径方向に後進し、その後丸棒材の軸方向に所定距離移動した。そして、突切工具２０を再び半径方向に前進して、溝Ｇ２を形成した。その後、同様に溝Ｇ３〜溝Ｇ１０を順次形成した。溝Ｇ１０を形成後、突切工具２０を再び溝Ｇ１の位置まで移動し、溝Ｇ１〜溝Ｇ１０に対して再び溝加工を繰り返した。２００溝加工（各溝Ｇ１〜Ｇ１０ごとに２０溝加工）を実施した後、溝Ｇ１０の底面の表面粗さを評価した。

突切工具２０の素材はＪＩＳ規格のＳＨＫ５７に相当し、すくい角は２０°、逃げ角は６°であった。溝加工時の突切工具２０の切削速度は８０ｍ／ｍｉｎであり、送りは０．０５ｍｍ／ｒｅｖであった。切削時には市販の不水溶性切削油を使用した。

表面粗さは、次の方法で測定した。２００溝加工後の溝Ｇ１０の底面において、触針式表面粗さ計を用いて、ＪＩＳＢ０６０１（１９７２）に準拠して最大高さＲｍａｘ（μｍ）を測定した。最大高さＲｍａｘが小さいほど、切削性に優れると評価した。

［試験結果］
試験結果を表１に示す。表１中の「加工割れ」欄の「有」は、熱間加工後に割れが確認されたことを意味する。「無」は、割れが確認されなかったことを意味する。「ＭＬ」欄には、各試験番号の快削介在物の長さＭＬ（μｍ）が記載されている。「ＡＬ」欄には各試験番号の有効大型快削介在物の平均長さＡＬ（μｍ）が記載されている。「ＲＩ」欄には、各試験番号の比率ＲＩ（％）が記載されている。「ＳＮ０」欄には、特定介在物密度（個／ｍｍ^２）が記載されている。「ＶＬ１０００」欄には、ドリル穿孔試験で得られた各試験番号の切削速度（ｍ／ｍｉｎ）が記載されている。「Ｒｍａｘ」欄には、プランジ切削試験で得られた各試験番号の表面の最大高さＲｍａｘ（μｍ）が記載されている。

表１を参照して、試験番号１〜１４では、化学組成が適切であり、鋳造工程における冷却速度ＲＣ、各熱間加工工程における加工開始温度Ｔ１及びＴ２も適切であった。そのため、鋼中の快削介在物の最大長さＭＬは２００μｍ以下であり、平均長さＡＬは５０μｍ以下であった。さらに、比率ＲＩは５％以上であり、特定介在物密度ＳＮ０も５００個／ｍｍ^２以上であった。そのため、試験番号１〜１４の切削速度はいずれも高く、１３０ｍ／ｍｉｎ以上であった。さらに、最大高さＲｍａｘもいずれも小さく、１４．５μｍ以下であった。

一方、試験番号１５では、化学組成が適切だったものの、鋳造工程での冷却速度ＲＣが速すぎた。そのため、１回目の熱間加工後の素材に割れが確認された。

試験番号１６では、化学組成が適切だったものの、第１回目及び第２回目の加工開始温度Ｔ１及びＴ２がいずれも１０８０℃未満であった。そのため、丸棒材中の快削介在物の最大長さＭＬ及び有効大型快削介在物の平均長さＡＬが長すぎた。そのため、最大高さＲｍａｘが大きく、被削性が低かった。

試験番号１７では、酸素含有量が低すぎた。そのため、特定介在物密度ＳＮ０が少なかった。その結果、最大高さＲｍａｘが大きく、被削性が低かった。

試験番号１８も、酸素含有量が低すぎた。そのため、特定介在物密度ＳＮ０が少なかった。その結果、切削速度ＶＬ１０００が小さすぎ、最大高さＲｍａｘが大きすぎた。

試験番号１９では、Ｎ含有量が低すぎた。そのため、最大高さＲｍａｘが大きすぎ、被削性が低かった。Ｎ含有量が低すぎたため、マトリクスの延性が高くなり過ぎたと考えられる。

試験番号２０〜２２では、化学組成が適正だったものの、第１回目及び第２回目の加工開始温度Ｔ１及びＴ２のいずれかが１０８０℃未満であった。そのため、鋼中の快削介在物の長さＭＬ及び有効大型快削介在物の平均長さＡＬの少なくとも一方が大きすぎた。その結果、最大高さＲｍａｘがいずれも大きく、被削性が低かった。

試験番号２３はＮ含有量が低すぎた。そのため、最大高さＲｍａｘが大きすぎ、被削性が低かった。

試験番号２４では試験番号１７及び１８と同様に、酸素含有量が低すぎた。そのため、特定介在物密度ＳＮ０が少なかった。その結果、切削速度ＶＬ１０００が小さく、最大高さＲｍａｘが大きく、被削性が低かった。

試験番号２５では、Ｐｂ含有量は低すぎた。そのため、快削介在物の長さＭＬ、有効大型快削介在物の平均長さＡＬが大きすぎた。Ｐｂ含有量が低く、介在物と母材との界面の潤滑性が低かったためと考えられる。さらに、Ｐｂ−ＭｎＳ介在物の比率ＲＩも低すぎた。そのため、切削速度ＶＬ１０００が小さく、最大高さＲｍａｘが大きく、被削性が低かった。

試験番号２６では、化学組成は適切であったものの、冷却速度ＲＣが速すぎた。そのため、比率ＲＩが低すぎた。その結果、切削速度ＶＬ１０００が小さく、最大高さＲｍａｘが大きかった。

試験番号２７では、化学組成は適切であったものの、冷却速度ＲＣが遅すぎた。そのため、特定介在物密度ＳＮ０が少なすぎた。その結果、最大高さＲｍａｘが大きかった。

以上、本発明の実施の形態を説明したが、上述した実施の形態は本発明を実施するための例示に過ぎない。よって、本発明は上述した実施の形態に限定されることなく、その趣旨を逸脱しない範囲内で上述した実施の形態を適宜変形して実施することが可能である。

Claims

質量％で、
Ｃ：０．００５〜０．２％、
Ｍｎ：０．３〜２．０％、
Ｐ：０．００５〜０．２％、
Ｓ：０．０１〜０．７％、
Ｐｂ：０．０３〜０．５％、
Ｎ：０．００４０〜０．０２％、及び、
Ｏ：０．００３０〜０．０３％、
を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、
鋼中のＭｎＳ介在物、Ｐｂ介在物、及び、ＰｂとＭｎＳとを含有するＰｂ−ＭｎＳ介在物のうち、５μｍ以上の円相当径を有する前記ＭｎＳ介在物、前記Ｐｂ介在物及び前記Ｐｂ−ＭｎＳ介在物の総数に対する５μｍ以上の円相当径を有する前記Ｐｂ−ＭｎＳ介在物の個数の比率は５％以上であり、
前記ＭｎＳ介在物、前記Ｐｂ介在物及び前記Ｐｂ−ＭｎＳ介在物の延伸方向の長さは２００μｍ以下であり、
前記５μｍ以上の円相当径を有する前記ＭｎＳ介在物、前記Ｐｂ介在物及び前記Ｐｂ−ＭｎＳ介在物の延伸方向の平均長さは５０μｍ以下であり、
前記ＭｎＳ介在物、前記Ｐｂ介在物、前記Ｐｂ−ＭｎＳ介在物のうち、２μｍ以上の円相当径を有し、１０以下のアスペクト比を有するものが５００個／ｍｍ²以上であり、
ドリル穿孔における切削速度ＶＬ１０００が１３０ｍ／ｍｉｎ以上であり、プランジ切削後の切削面の表面粗さＲｍａｘが１４．５μｍ以下である、鉛快削鋼。
ここで、アスペクト比とは、次の式で定義される。
アスペクト比＝ＭｎＳ介在物、Ｐｂ介在物及びＰｂ−ＭｎＳ介在物の延伸方向の長さ／ＭｎＳ介在物、Ｐｂ介在物及びＰｂ−ＭｎＳ介在物の延伸方向と垂直な長さ
請求項１に記載の鉛快削鋼であって、
前記Ｆｅの一部に代えて、
Ｃｕ：０．５％以下、
Ｎｉ：０．５％以下、及び、
Ｓｎ：０．５％以下、
からなる群から選択される１種又は２種以上を含有する、鉛快削鋼。
請求項１又は請求項２に記載の鉛快削鋼であって、
前記Ｆｅの一部に代えて、
Ｔｅ：０．２％以下、及び、
Ｂｉ：０．５％以下、
からなる群から選択される１種以上を含有する、鉛快削鋼。
請求項１〜請求項３のいずれか１項に記載の鉛快削鋼であって、
前記Ｆｅの一部に代えて、
Ｃｒ：０．５％以下、及び、
Ｍｏ：０．５％以下、
からなる群から選択される１種以上を含有する、鉛快削鋼。