JPH07305110A - 低炭硫黄系快削鋼の製造方法 - Google Patents
低炭硫黄系快削鋼の製造方法Info
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- JPH07305110A JPH07305110A JP11745594A JP11745594A JPH07305110A JP H07305110 A JPH07305110 A JP H07305110A JP 11745594 A JP11745594 A JP 11745594A JP 11745594 A JP11745594 A JP 11745594A JP H07305110 A JPH07305110 A JP H07305110A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 低炭硫黄系快削鋼の被削性及び表面疵改善方
法を提供する。 【構成】 質量で０．０５〜０．１５％Ｃ、０．５〜
２．０％Ｍｎ、０．１〜０．４％Ｓ、０．０５〜０．１
０％Ｐ、０．００２０〜０．０１５０％Ｎを基本成分と
する低炭硫黄快削鋼および前記基本成分にＰｂ、Ｂｉ、
Ｔｅのうち少なくとも１種類以上、それらのトータル質
量で０．０１〜０．４０％含有させた低炭硫黄系複合快
削鋼を連続鋳造法にて製造するに当り、転炉で脱炭精錬
された溶鋼をＳｉを含有する脱酸材を用いて脱酸してか
らＣ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｎ等の成分調整するとともに、取
鍋スラグの酸化度（ＦｅｔＯ＋ＭｎＯ％）を２５ｍａｓ
ｓ％以下に調整し、しかる後、所要に応じＰｂ、Ｂｉ、
Ｔｅを添加し、溶鋼酸素量を０．０１〜０．０１５ｍａ
ｓｓ％に、かつ、Ｓｉ含有量を０．００３〜０．０８ｍ
ａｓｓ％にして連続鋳造することを特徴とする。
法を提供する。 【構成】 質量で０．０５〜０．１５％Ｃ、０．５〜
２．０％Ｍｎ、０．１〜０．４％Ｓ、０．０５〜０．１
０％Ｐ、０．００２０〜０．０１５０％Ｎを基本成分と
する低炭硫黄快削鋼および前記基本成分にＰｂ、Ｂｉ、
Ｔｅのうち少なくとも１種類以上、それらのトータル質
量で０．０１〜０．４０％含有させた低炭硫黄系複合快
削鋼を連続鋳造法にて製造するに当り、転炉で脱炭精錬
された溶鋼をＳｉを含有する脱酸材を用いて脱酸してか
らＣ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｎ等の成分調整するとともに、取
鍋スラグの酸化度（ＦｅｔＯ＋ＭｎＯ％）を２５ｍａｓ
ｓ％以下に調整し、しかる後、所要に応じＰｂ、Ｂｉ、
Ｔｅを添加し、溶鋼酸素量を０．０１〜０．０１５ｍａ
ｓｓ％に、かつ、Ｓｉ含有量を０．００３〜０．０８ｍ
ａｓｓ％にして連続鋳造することを特徴とする。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は，連続鋳造法による低炭
硫黄系快削鋼およびそれらにＰｂ、Ｂｉ、Ｔｅを少なく
とも１種類以上含有する複合快削鋼の被削性と表面疵を
改善する製造方法に関わるものである。
硫黄系快削鋼およびそれらにＰｂ、Ｂｉ、Ｔｅを少なく
とも１種類以上含有する複合快削鋼の被削性と表面疵を
改善する製造方法に関わるものである。
【０００２】
【従来の技術】従来、連続鋳造法で硫黄系快削鋼を製造
する際の被削性改善方法について以下のようなものが提
案されている。特公昭５９−１９１８２では、連続鋳造
法で製造する際に、％〔Ｓ〕／％〔Ｃ〕％〔Ｏ〕比を制
限して、ブローホールの発生を抑え、被削性に有害な脱
酸生成物を作るＡｌ、Ｓｉ等の脱酸剤の添加や脱ガス処
理を採用しない方法が提案されている。特開昭５９−２
０５４５３ではＳにＴｅ、ＰｂおよびＢｉを複合添加し
て、しかも短径と長径がある値以上にすると共に長径／
短径比が５以下のＭｎＳが全ＭｎＳの５０％以上を占め
る快削鋼の製造方法が提案されている。特開昭６２−２
３９７０では連続鋳造法による硫黄−鉛快削鋼でＣ、Ｍ
ｎ、Ｐ、Ｓ、Ｐｂ、Ｏ、Ｓｉ、Ａｌの濃度範囲を規定す
ると共に、Ｍｎ硫化物系介在物の平均サイズや酸化物と
結合していない硫化物系介在物の割合を規定する快削鋼
を提案している。
する際の被削性改善方法について以下のようなものが提
案されている。特公昭５９−１９１８２では、連続鋳造
法で製造する際に、％〔Ｓ〕／％〔Ｃ〕％〔Ｏ〕比を制
限して、ブローホールの発生を抑え、被削性に有害な脱
酸生成物を作るＡｌ、Ｓｉ等の脱酸剤の添加や脱ガス処
理を採用しない方法が提案されている。特開昭５９−２
０５４５３ではＳにＴｅ、ＰｂおよびＢｉを複合添加し
て、しかも短径と長径がある値以上にすると共に長径／
短径比が５以下のＭｎＳが全ＭｎＳの５０％以上を占め
る快削鋼の製造方法が提案されている。特開昭６２−２
３９７０では連続鋳造法による硫黄−鉛快削鋼でＣ、Ｍ
ｎ、Ｐ、Ｓ、Ｐｂ、Ｏ、Ｓｉ、Ａｌの濃度範囲を規定す
ると共に、Ｍｎ硫化物系介在物の平均サイズや酸化物と
結合していない硫化物系介在物の割合を規定する快削鋼
を提案している。
【０００３】本発明者らの経験ではＭｎＳの短径、長径
や長径／短径比や、Ｍｎ硫化物系介在物の平均サイズ
や、酸化物と結合していない硫化物系介在物の割合が、
特開昭５９−２０５４５３や特開昭６２−２３９７０の
条件を満足していても被削性が良好でなかったり、逆に
それらの条件を満足していなくても被削性が良好な場合
があった。特開昭６２−２０７５４７および特開昭６２
−２０７５４８に開示されている発明は、連続鋳造法に
おける比水量を制限したり、連鋳機内で鋳片を保温、加
熱して鋳片の冷却速度の低減を図り、ＭｎＳ粒を大型化
することで被削性の改善を達成しようとしている。
や長径／短径比や、Ｍｎ硫化物系介在物の平均サイズ
や、酸化物と結合していない硫化物系介在物の割合が、
特開昭５９−２０５４５３や特開昭６２−２３９７０の
条件を満足していても被削性が良好でなかったり、逆に
それらの条件を満足していなくても被削性が良好な場合
があった。特開昭６２−２０７５４７および特開昭６２
−２０７５４８に開示されている発明は、連続鋳造法に
おける比水量を制限したり、連鋳機内で鋳片を保温、加
熱して鋳片の冷却速度の低減を図り、ＭｎＳ粒を大型化
することで被削性の改善を達成しようとしている。
【０００４】また、特開平２−１５５５４８では連続鋳
造の際のタンディッシュ溶鋼加熱度を１０℃以上とする
と共に、鋳片断面内特定位置の冷却速度を特定値以下に
制御して被削性を改善する方法が示されている。特開昭
６２−２０７５４７、特開昭６２−２０７５４８および
特開平２−１５５５４８に開示されている発明は、既設
の連鋳機では設備制約から保温帯、加熱帯が設置できな
かったり、緩冷却は鋳片形状によってはバルジングを助
長し内部割れを発生し易くするため適用できない場合が
ある。低炭系硫黄快削鋼やそれらにＰｂ、Ｂｉ、Ｔｅを
含有する複合快削鋼ではＳ濃度が高いことに起因して、
また、Ｐｂ、Ｂｉ、Ｔｅ等の快削性元素により鋼材の熱
間延性が低下するため表面疵が発生し易い。
造の際のタンディッシュ溶鋼加熱度を１０℃以上とする
と共に、鋳片断面内特定位置の冷却速度を特定値以下に
制御して被削性を改善する方法が示されている。特開昭
６２−２０７５４７、特開昭６２−２０７５４８および
特開平２−１５５５４８に開示されている発明は、既設
の連鋳機では設備制約から保温帯、加熱帯が設置できな
かったり、緩冷却は鋳片形状によってはバルジングを助
長し内部割れを発生し易くするため適用できない場合が
ある。低炭系硫黄快削鋼やそれらにＰｂ、Ｂｉ、Ｔｅを
含有する複合快削鋼ではＳ濃度が高いことに起因して、
また、Ｐｂ、Ｂｉ、Ｔｅ等の快削性元素により鋼材の熱
間延性が低下するため表面疵が発生し易い。
【０００５】表面疵の防止方法については以下の方法が
提案されている。前述の特公昭５９−１９１８２では、
連続鋳造法で製造する際に、％〔Ｓ〕／％〔Ｃ〕％
〔Ｏ〕比を制限して、ブローホールの発生を抑えかつＭ
ｎ含有量の制限で熱間加工性を改善して、熱間圧延時の
割れを防止する方法が記述されている。特開平５−２４
７５８５にはＰｂとＢｉの総量やＢｉの比率やＢ、Ｂ
ｉ、Ｐｂの含有量の関係を特定することによりＰｂ−Ｂ
ｉ系快削鋼の熱間加工性を高め、表面疵を改善する方法
が提案されている。本発明者の経験によれば上記の方法
を用いても低炭系硫黄快削鋼やＰｂ、Ｂｉ、Ｔｅを含有
させた低炭硫黄系複合快削鋼において表面疵の発生は防
止できなかった。
提案されている。前述の特公昭５９−１９１８２では、
連続鋳造法で製造する際に、％〔Ｓ〕／％〔Ｃ〕％
〔Ｏ〕比を制限して、ブローホールの発生を抑えかつＭ
ｎ含有量の制限で熱間加工性を改善して、熱間圧延時の
割れを防止する方法が記述されている。特開平５−２４
７５８５にはＰｂとＢｉの総量やＢｉの比率やＢ、Ｂ
ｉ、Ｐｂの含有量の関係を特定することによりＰｂ−Ｂ
ｉ系快削鋼の熱間加工性を高め、表面疵を改善する方法
が提案されている。本発明者の経験によれば上記の方法
を用いても低炭系硫黄快削鋼やＰｂ、Ｂｉ、Ｔｅを含有
させた低炭硫黄系複合快削鋼において表面疵の発生は防
止できなかった。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】連続鋳造法では低炭硫
黄系快削鋼を製造しようとすると、各成分濃度が均一な
ため被削性を含めた鋼材の特性は均一なものが得やすい
が、一般に鋳片の断面サイズは鋼塊に比べ小さく、それ
に起因してＭｎＳ系介在物のサイズが減少するため被削
性が低下してしまう。連鋳材においては鋳片の断面サイ
ズが小さいほどＭｎＳのサイズが減少し、かつ、被削性
に有害な大型の酸化物が鋼材に混入し易いため被削性が
確保しにくい。
黄系快削鋼を製造しようとすると、各成分濃度が均一な
ため被削性を含めた鋼材の特性は均一なものが得やすい
が、一般に鋳片の断面サイズは鋼塊に比べ小さく、それ
に起因してＭｎＳ系介在物のサイズが減少するため被削
性が低下してしまう。連鋳材においては鋳片の断面サイ
ズが小さいほどＭｎＳのサイズが減少し、かつ、被削性
に有害な大型の酸化物が鋼材に混入し易いため被削性が
確保しにくい。
【０００７】本発明は、被削性等鋼材特性のロット内変
動が少ないといった連鋳材の特質を活かしつつ、従来の
方法では不十分であった鋳片の断面サイズが小さい連鋳
材においても十分に被削性を改善する方法を提供しよう
とするものである。また、被削性の改善と共に、成分系
に起因して熱間延性が低く従来の方法では十分に防止で
きなかった表面疵の発生を防止する方法を提供しようと
するものである。
動が少ないといった連鋳材の特質を活かしつつ、従来の
方法では不十分であった鋳片の断面サイズが小さい連鋳
材においても十分に被削性を改善する方法を提供しよう
とするものである。また、被削性の改善と共に、成分系
に起因して熱間延性が低く従来の方法では十分に防止で
きなかった表面疵の発生を防止する方法を提供しようと
するものである。
【０００８】
【課題を解決するための手段】本発明者らはスライム法
で抽出されるような大型の酸化物系介在物（以降スライ
ム介在物と称す）の量と被削性の関係について調査し、
仕上面粗さやドリル寿命といった被削性に対してスライ
ム介在物量が影響を及ぼし、その介在物量が増加すると
快削性が劣化することを見出した。また、従来から指摘
されているようなＡｌ2 Ｏ3 、ＳｉＯ2 に加えＭｎＯ−
Ａｌ2 Ｏ3 −ＳｉＯ2 系、Ａｌ2 Ｏ3 −ＭｎＯ系さらに
ＭｎＯ−ＳｉＯ2 系の大型酸化物も被削性に有害なこと
を見出した。
で抽出されるような大型の酸化物系介在物（以降スライ
ム介在物と称す）の量と被削性の関係について調査し、
仕上面粗さやドリル寿命といった被削性に対してスライ
ム介在物量が影響を及ぼし、その介在物量が増加すると
快削性が劣化することを見出した。また、従来から指摘
されているようなＡｌ2 Ｏ3 、ＳｉＯ2 に加えＭｎＯ−
Ａｌ2 Ｏ3 −ＳｉＯ2 系、Ａｌ2 Ｏ3 −ＭｎＯ系さらに
ＭｎＯ−ＳｉＯ2 系の大型酸化物も被削性に有害なこと
を見出した。
【０００９】純粋なＡｌ2 Ｏ3 、ＳｉＯ2 といった脱酸
生成物はＡｌやＳｉで脱酸し、脱酸生成物の量が多かっ
たり、浮上分離が不十分な場合には鋼材中に残留するた
め、ＡｌやＳｉで脱酸しない、あるいは浮上分離を促進
することで鋼中への残留を回避できる。ＡｌやＳｉで脱
酸していない場合はＭｎＯ−Ａｌ2 Ｏ3 −ＳｉＯ2 系、
Ａｌ2Ｏ3 −ＭｎＯ系さらにＭｎＯ−ＳｉＯ2 系の酸化
物が酸化物の大半を占め、本発明者らはこれらが成分調
整用に添加される合金鉄中に、少量存在するＡｌやＳｉ
の形で混入して、あるいはスラグの巻き込みや耐火物の
溶損等によりＡｌやＳｉが溶鋼に混入することに起因し
て生成することをつきとめた。
生成物はＡｌやＳｉで脱酸し、脱酸生成物の量が多かっ
たり、浮上分離が不十分な場合には鋼材中に残留するた
め、ＡｌやＳｉで脱酸しない、あるいは浮上分離を促進
することで鋼中への残留を回避できる。ＡｌやＳｉで脱
酸していない場合はＭｎＯ−Ａｌ2 Ｏ3 −ＳｉＯ2 系、
Ａｌ2Ｏ3 −ＭｎＯ系さらにＭｎＯ−ＳｉＯ2 系の酸化
物が酸化物の大半を占め、本発明者らはこれらが成分調
整用に添加される合金鉄中に、少量存在するＡｌやＳｉ
の形で混入して、あるいはスラグの巻き込みや耐火物の
溶損等によりＡｌやＳｉが溶鋼に混入することに起因し
て生成することをつきとめた。
【００１０】本快削鋼のような低炭の鋼種をＡｌやＳｉ
で脱酸しない場合には、転炉で脱炭精錬した後の溶鋼酸
素量は数１００ｐｐｍ以上と高くなり易く、そこへＭｎ
を含有量で０．５〜２．０％となるように添加するとＭ
ｎが酸化され、酸化度（ＭｎＯ（％）＋ＦｅＯ（％））
の高いスラグができ、このスラグによって溶鋼の再酸化
が起こり易い。このような系で少量でも溶鋼にＳｉ、Ａ
ｌが混入してＡｌ2 Ｏ3 、ＳｉＯ2 が形成され溶鋼中に
存在しているとスラグによる再酸化を受けた際に生成し
たＭｎＯとこれらのＡｌ2 Ｏ3 、ＳｉＯ2 が複合化し
て、ＭｎＯ−Ａｌ2 Ｏ3 −ＳｉＯ2 系、Ａｌ2 Ｏ3 −Ｍ
ｎＯ系さらにＭｎＯ−ＳｉＯ2 系の大型化酸化物が形成
される。
で脱酸しない場合には、転炉で脱炭精錬した後の溶鋼酸
素量は数１００ｐｐｍ以上と高くなり易く、そこへＭｎ
を含有量で０．５〜２．０％となるように添加するとＭ
ｎが酸化され、酸化度（ＭｎＯ（％）＋ＦｅＯ（％））
の高いスラグができ、このスラグによって溶鋼の再酸化
が起こり易い。このような系で少量でも溶鋼にＳｉ、Ａ
ｌが混入してＡｌ2 Ｏ3 、ＳｉＯ2 が形成され溶鋼中に
存在しているとスラグによる再酸化を受けた際に生成し
たＭｎＯとこれらのＡｌ2 Ｏ3 、ＳｉＯ2 が複合化し
て、ＭｎＯ−Ａｌ2 Ｏ3 −ＳｉＯ2 系、Ａｌ2 Ｏ3 −Ｍ
ｎＯ系さらにＭｎＯ−ＳｉＯ2 系の大型化酸化物が形成
される。
【００１１】また、先に述べたように硫黄快削鋼、複合
快削鋼共にＳ濃度が高く、複合快削鋼ではさらにＰｂや
Ｂｉ、Ｔｅといった熱間延性を劣化させる元素を含有す
るため表面疵が発生し易いが、それらに加えこれらの鋼
種では炭素含有量が低いにも拘らず、一般には被削性を
害するとの判断からＡｌやＳｉによる脱酸が適用されな
いため、溶鋼の酸素量が高く、凝固時にＣＯ気泡が発生
して鋳片表面部にピンホールと言われる気泡系の欠陥が
多数形成される。凝固中にこのピンホールが形成される
と、ピンホールが伝熱を阻害するため凝固遅れを生じ易
く、それに起因してピンホールの内側にはスポット状の
偏析が形成される。この偏析部にはＳやＰ等の元素が濃
化しており、蒸気圧が高いＰｂやＢｉ、Ｔｅといった元
素のピンホールの内に存在するため、ピンホールの部位
は他の部位に比べ熱間延性の低下が著しい。また、ピン
ホールは熱間圧延時に一種の切り欠き効果で割れの発生
を助長している可能性がある。
快削鋼共にＳ濃度が高く、複合快削鋼ではさらにＰｂや
Ｂｉ、Ｔｅといった熱間延性を劣化させる元素を含有す
るため表面疵が発生し易いが、それらに加えこれらの鋼
種では炭素含有量が低いにも拘らず、一般には被削性を
害するとの判断からＡｌやＳｉによる脱酸が適用されな
いため、溶鋼の酸素量が高く、凝固時にＣＯ気泡が発生
して鋳片表面部にピンホールと言われる気泡系の欠陥が
多数形成される。凝固中にこのピンホールが形成される
と、ピンホールが伝熱を阻害するため凝固遅れを生じ易
く、それに起因してピンホールの内側にはスポット状の
偏析が形成される。この偏析部にはＳやＰ等の元素が濃
化しており、蒸気圧が高いＰｂやＢｉ、Ｔｅといった元
素のピンホールの内に存在するため、ピンホールの部位
は他の部位に比べ熱間延性の低下が著しい。また、ピン
ホールは熱間圧延時に一種の切り欠き効果で割れの発生
を助長している可能性がある。
【００１２】このように熱間延性の低下をもたらすピン
ホールが多数存在する鋳片を熱間圧延すると、鋳片の延
伸に伴いピンホールが表面に露出して割れが発生する。
従って、ピンホールに起因する割れの発生を防止するに
は溶鋼の酸素を低減してピンホールの発生を抑制する必
要がある。このような被削性に有害な大型の酸化物系介
在物が、酸化度の高いスラグによる再酸化で生成すると
いった知見と、本鋼種の表面疵が成分系に起因してピン
ホールが多数鋳片に存在するために発生し易いといった
知見に基づき、これらの生成を防止する方法を種々検討
し、以下のような被削性および表面疵を改善する製造方
法を創案した。
ホールが多数存在する鋳片を熱間圧延すると、鋳片の延
伸に伴いピンホールが表面に露出して割れが発生する。
従って、ピンホールに起因する割れの発生を防止するに
は溶鋼の酸素を低減してピンホールの発生を抑制する必
要がある。このような被削性に有害な大型の酸化物系介
在物が、酸化度の高いスラグによる再酸化で生成すると
いった知見と、本鋼種の表面疵が成分系に起因してピン
ホールが多数鋳片に存在するために発生し易いといった
知見に基づき、これらの生成を防止する方法を種々検討
し、以下のような被削性および表面疵を改善する製造方
法を創案した。
【００１３】即ち、連続鋳造法で製造される低炭硫黄系
快削鋼において、鋼中に含まれる被削性に有害な大型の
酸化物系介在物の生成を防止することで工具摩耗を抑制
し、工具の寿命を延ばすと共に、工具摩耗に起因する切
削仕上面粗さの増大を防止しようとするものであり、表
面疵については熱間延性を低下させるピンホールの生成
を抑制して改善を図ろうとするものであり、その要旨と
するところは以下の点である。
快削鋼において、鋼中に含まれる被削性に有害な大型の
酸化物系介在物の生成を防止することで工具摩耗を抑制
し、工具の寿命を延ばすと共に、工具摩耗に起因する切
削仕上面粗さの増大を防止しようとするものであり、表
面疵については熱間延性を低下させるピンホールの生成
を抑制して改善を図ろうとするものであり、その要旨と
するところは以下の点である。
【００１４】質量で０．０５〜０．１５％Ｃ、０．５〜
２．０％Ｍｎ、０．１〜０．４％Ｓ、０．０５〜０．１
０％Ｐ、０．００２０〜０．０１５０％Ｎを基本成分と
する低炭硫黄快削鋼および前記基本成分にＰｂ、Ｂｉ、
Ｔｅのうち少なくとも１種類以上それらのトータル質量
で０．０１〜０．４０％含有させた低炭硫黄系複合快削
鋼を連続鋳造法にて製造するに当り、転炉で脱炭精錬さ
れた溶鋼をＳｉを含有する脱酸材を用いて脱酸してから
Ｃ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｎ等の成分調整するとともに、取鍋
スラグの酸化度（ＦｅｔＯ＋ＭｎＯ％）を２５ｍａｓｓ
％以下に調整し、しかる後、所要に応じＰｂ、Ｂｉ、Ｔ
ｅを添加し、溶鋼酸素量を０．０１〜０．０１５ｍａｓ
ｓ％に、かつ、Ｓｉ含有量を０．００３〜０．０８ｍａ
ｓｓ％にして連続鋳造し被削性と表面疵を改善したこと
を特徴とする低炭硫黄系快削鋼の製造方法である。
２．０％Ｍｎ、０．１〜０．４％Ｓ、０．０５〜０．１
０％Ｐ、０．００２０〜０．０１５０％Ｎを基本成分と
する低炭硫黄快削鋼および前記基本成分にＰｂ、Ｂｉ、
Ｔｅのうち少なくとも１種類以上それらのトータル質量
で０．０１〜０．４０％含有させた低炭硫黄系複合快削
鋼を連続鋳造法にて製造するに当り、転炉で脱炭精錬さ
れた溶鋼をＳｉを含有する脱酸材を用いて脱酸してから
Ｃ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｎ等の成分調整するとともに、取鍋
スラグの酸化度（ＦｅｔＯ＋ＭｎＯ％）を２５ｍａｓｓ
％以下に調整し、しかる後、所要に応じＰｂ、Ｂｉ、Ｔ
ｅを添加し、溶鋼酸素量を０．０１〜０．０１５ｍａｓ
ｓ％に、かつ、Ｓｉ含有量を０．００３〜０．０８ｍａ
ｓｓ％にして連続鋳造し被削性と表面疵を改善したこと
を特徴とする低炭硫黄系快削鋼の製造方法である。
【００１５】
【作用】以下に本発明において技術要件を請求項の範囲
に記述したように特定する理由について説明する。質量
で０．０５〜０．１５％Ｃ、０．５〜２．０％Ｍｎ、
０．１〜０．４％Ｓ、０．０５〜０．１０％Ｐ、２０〜
１５０ｐｐｍＮを基本成分とする低炭硫黄快削鋼および
前記基本成分にＰｂ、Ｂｉ、Ｔｅを含有させた低炭硫黄
系複合快削鋼において、鋳造時の溶鋼酸素量とスライム
法で抽出した鋳片内の酸化物系の大型介在物（径≧５３
μｍ）の量の関係について調査すると共に、抽出された
介在物の組成を調査した結果、鋳造時の溶鋼酸素量が高
いほどＭｎＯ−Ａｌ2 Ｏ3 −ＳｉＯ2 系、Ａｌ2 Ｏ3 −
ＭｎＯ系さらにＭｎＯ−ＳｉＯ2 系の酸化物系の大型介
在物が増加していることが判明した。
に記述したように特定する理由について説明する。質量
で０．０５〜０．１５％Ｃ、０．５〜２．０％Ｍｎ、
０．１〜０．４％Ｓ、０．０５〜０．１０％Ｐ、２０〜
１５０ｐｐｍＮを基本成分とする低炭硫黄快削鋼および
前記基本成分にＰｂ、Ｂｉ、Ｔｅを含有させた低炭硫黄
系複合快削鋼において、鋳造時の溶鋼酸素量とスライム
法で抽出した鋳片内の酸化物系の大型介在物（径≧５３
μｍ）の量の関係について調査すると共に、抽出された
介在物の組成を調査した結果、鋳造時の溶鋼酸素量が高
いほどＭｎＯ−Ａｌ2 Ｏ3 −ＳｉＯ2 系、Ａｌ2 Ｏ3 −
ＭｎＯ系さらにＭｎＯ−ＳｉＯ2 系の酸化物系の大型介
在物が増加していることが判明した。
【００１６】さらに鋳造時の溶鋼酸素量や酸化物系の大
型介在物の量と、プランジカットの仕上面粗さ（Ｒｚ）
の関係について調査した結果、溶鋼酸素量やスラグ酸化
度が低く、酸化物系の大型介在物の量が少ないほどＲｚ
が改善されることが判明した。 図１には後述する本発
明の実施例と比較例における溶鋼酸素量とＲｚの関係を
示す。本図は溶鋼の酸素量が０．０１５０ｍａｓｓ％以
上の範囲で増加するとＲｚが大幅に悪化することを示し
ており、酸化物系の大型介在物の増加を抑制して被削性
の劣化を防止するには、鋳造時の溶鋼酸素量が０．０１
５０ｍａｓｓ％以下にする必要がある。
型介在物の量と、プランジカットの仕上面粗さ（Ｒｚ）
の関係について調査した結果、溶鋼酸素量やスラグ酸化
度が低く、酸化物系の大型介在物の量が少ないほどＲｚ
が改善されることが判明した。 図１には後述する本発
明の実施例と比較例における溶鋼酸素量とＲｚの関係を
示す。本図は溶鋼の酸素量が０．０１５０ｍａｓｓ％以
上の範囲で増加するとＲｚが大幅に悪化することを示し
ており、酸化物系の大型介在物の増加を抑制して被削性
の劣化を防止するには、鋳造時の溶鋼酸素量が０．０１
５０ｍａｓｓ％以下にする必要がある。
【００１７】次に表面疵の改善のために鋳造時の溶鋼酸
素量を０．０１００〜０．０１５０ｍａｓｓ％にする理
由について説明する。本発明者らは鋳片の単位面積当り
のピンホールの個数と熱間圧延で単位長さ当りに発生す
る表面疵の個数の関係を調査した結果、ピンホールの個
数の増加に伴い表面疵が増加することを見出した。これ
は前述したようにピンホールはその近傍にスポット状の
偏析を伴い、複合快削鋼ではそれに加えピンホール内に
は液膜脆化を引起こすＰｂ、Ｂｉ、Ｔｅ等が分布して熱
間延性の低下を招くためと、ピンホールの切り欠き効果
で割れ発生を助長するためと考えられる。
素量を０．０１００〜０．０１５０ｍａｓｓ％にする理
由について説明する。本発明者らは鋳片の単位面積当り
のピンホールの個数と熱間圧延で単位長さ当りに発生す
る表面疵の個数の関係を調査した結果、ピンホールの個
数の増加に伴い表面疵が増加することを見出した。これ
は前述したようにピンホールはその近傍にスポット状の
偏析を伴い、複合快削鋼ではそれに加えピンホール内に
は液膜脆化を引起こすＰｂ、Ｂｉ、Ｔｅ等が分布して熱
間延性の低下を招くためと、ピンホールの切り欠き効果
で割れ発生を助長するためと考えられる。
【００１８】そこで、ピンホールの数を減少することに
より割れの発生を抑制できると考え、ピンホール形成の
原因であるＣＯ気泡の発生を防止するため溶鋼酸素量の
減少を図った。鋳片の単位面積当りのピンホールの数は
鋳造時の溶鋼酸素量が低いほど減少し、鋳造時の溶鋼酸
素量が０．０１００ｍａｓｓ％程度までは表面疵の個数
も減ったが、溶鋼酸素量が０．０１００ｍａｓｓ％以下
の領域では溶鋼酸素量の低下に伴いピンホールは少なく
なるものの表面疵はかえって悪化した。この原因を調査
した結果、溶鋼酸素量が０．０１００ｍａｓｓ％以下と
低くなるとＭｎＳの熱間での塑性変形能が高くなり過ぎ
て、熱間圧延時に表面近傍に存在するＭｎＳが引きちぎ
られるため表面疵が発生し易く、また、ＭｎＳの形態が
ＳＩＭＳの分類でＩ型から小さなＭｎＳが群落状に分布
するII型のＭｎＳに変化し、そのようなII型特有のＭｎ
Ｓの分布に起因して熱間圧延時に発生するボイドの成長
が容易となるためであることが判明した。従って、この
ようなＭｎＳの熱間圧延温度域に過度の塑性変形の低下
や、鋼材の熱間加工性を劣化させるII型のＭｎＳの生成
を防止するには鋳造時の溶鋼酸素量を０．０１００ｍａ
ｓｓ％以上にする必要がある。
より割れの発生を抑制できると考え、ピンホール形成の
原因であるＣＯ気泡の発生を防止するため溶鋼酸素量の
減少を図った。鋳片の単位面積当りのピンホールの数は
鋳造時の溶鋼酸素量が低いほど減少し、鋳造時の溶鋼酸
素量が０．０１００ｍａｓｓ％程度までは表面疵の個数
も減ったが、溶鋼酸素量が０．０１００ｍａｓｓ％以下
の領域では溶鋼酸素量の低下に伴いピンホールは少なく
なるものの表面疵はかえって悪化した。この原因を調査
した結果、溶鋼酸素量が０．０１００ｍａｓｓ％以下と
低くなるとＭｎＳの熱間での塑性変形能が高くなり過ぎ
て、熱間圧延時に表面近傍に存在するＭｎＳが引きちぎ
られるため表面疵が発生し易く、また、ＭｎＳの形態が
ＳＩＭＳの分類でＩ型から小さなＭｎＳが群落状に分布
するII型のＭｎＳに変化し、そのようなII型特有のＭｎ
Ｓの分布に起因して熱間圧延時に発生するボイドの成長
が容易となるためであることが判明した。従って、この
ようなＭｎＳの熱間圧延温度域に過度の塑性変形の低下
や、鋼材の熱間加工性を劣化させるII型のＭｎＳの生成
を防止するには鋳造時の溶鋼酸素量を０．０１００ｍａ
ｓｓ％以上にする必要がある。
【００１９】図２には溶鋼酸素量とピンホール数の関
係、ＭｎＳの熱間変形能やＭｎＳ形態および表面疵個数
との関係を模式的に示した。溶鋼酸素量が０．０１５０
ｍａｓｓ％以上ではピンホールの発生が表面疵発生の支
配因子であり、溶鋼酸素量が０．０１００ｍａｓｓ％以
下ではＭｎＳの熱間変形能とII型のＭｎＳの増加が支配
因子である。以上述べたように、被削性に有害なＭｎＯ
−Ａｌ2 Ｏ3 −ＳｉＯ2 系、Ａｌ2Ｏ3 −ＭｎＯ系さら
にＭｎＯ−ＳｉＯ2 系の酸化物系の大型介在物を減少し
て被削性を改善すると共にピンホールの発生を抑制し、
且つ、鋼材の熱間延性を確保して表面疵の発生を防止す
るには、鋳造時の溶鋼酸素量を０．０１００〜０．０１
５０ｍａｓｓ％に制御する必要がある。
係、ＭｎＳの熱間変形能やＭｎＳ形態および表面疵個数
との関係を模式的に示した。溶鋼酸素量が０．０１５０
ｍａｓｓ％以上ではピンホールの発生が表面疵発生の支
配因子であり、溶鋼酸素量が０．０１００ｍａｓｓ％以
下ではＭｎＳの熱間変形能とII型のＭｎＳの増加が支配
因子である。以上述べたように、被削性に有害なＭｎＯ
−Ａｌ2 Ｏ3 −ＳｉＯ2 系、Ａｌ2Ｏ3 −ＭｎＯ系さら
にＭｎＯ−ＳｉＯ2 系の酸化物系の大型介在物を減少し
て被削性を改善すると共にピンホールの発生を抑制し、
且つ、鋼材の熱間延性を確保して表面疵の発生を防止す
るには、鋳造時の溶鋼酸素量を０．０１００〜０．０１
５０ｍａｓｓ％に制御する必要がある。
【００２０】次に、上述した鋳造時の溶鋼酸素量を０．
０１〜０．０１５ｍａｓｓ％に制限することに加え、転
炉で脱炭精錬された溶鋼をＳｉを含有する脱酸材を用い
て脱酸してからＣ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｎ等の成分を調整す
るとともに、取鍋スラグの酸化度（ＦｅｔＯ＋ＭｎＯ
％）を２５ｍａｓｓ％以下に調整し、しかる後、所要に
応じＰｂ、Ｂｉ、Ｔｅを添加し鋳造時の溶鋼Ｓｉ含有量
を０．００３〜０．０８ｍａｓｓ％にする理由について
説明する。前述したように、本快削鋼では、溶鋼の酸素
量が高いためスラグの酸化度（ＭｎＯ（％）＋ＦｅｔＯ
（％））は高くなってスラグによる溶鋼の再酸化が起こ
り、快削性に有害なＭｎＯ−Ａｌ2 Ｏ3 −ＳｉＯ2 系、
Ａｌ2 Ｏ3 −ＭｎＯ系さらにＭｎＯ−ＳｉＯ2 系の大型
化酸化物が形成され易い。このような酸化物の生成を防
止するにはスラグの酸化度を低減することが重要であ
り、それを実現するには脱酸精錬された成分調整前の溶
鋼の酸素濃度を低減して、溶鋼のＭｎ含有量を調整する
ためにＦｅＭｎ合金等でＭｎを溶鋼に添加した際に形成
されるＭｎＯの生成を防止する必要が有る。
０１〜０．０１５ｍａｓｓ％に制限することに加え、転
炉で脱炭精錬された溶鋼をＳｉを含有する脱酸材を用い
て脱酸してからＣ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｎ等の成分を調整す
るとともに、取鍋スラグの酸化度（ＦｅｔＯ＋ＭｎＯ
％）を２５ｍａｓｓ％以下に調整し、しかる後、所要に
応じＰｂ、Ｂｉ、Ｔｅを添加し鋳造時の溶鋼Ｓｉ含有量
を０．００３〜０．０８ｍａｓｓ％にする理由について
説明する。前述したように、本快削鋼では、溶鋼の酸素
量が高いためスラグの酸化度（ＭｎＯ（％）＋ＦｅｔＯ
（％））は高くなってスラグによる溶鋼の再酸化が起こ
り、快削性に有害なＭｎＯ−Ａｌ2 Ｏ3 −ＳｉＯ2 系、
Ａｌ2 Ｏ3 −ＭｎＯ系さらにＭｎＯ−ＳｉＯ2 系の大型
化酸化物が形成され易い。このような酸化物の生成を防
止するにはスラグの酸化度を低減することが重要であ
り、それを実現するには脱酸精錬された成分調整前の溶
鋼の酸素濃度を低減して、溶鋼のＭｎ含有量を調整する
ためにＦｅＭｎ合金等でＭｎを溶鋼に添加した際に形成
されるＭｎＯの生成を防止する必要が有る。
【００２１】本発明者らが検討した範囲ではＦｅＳｉ合
金、ＣａＳｉ合金等のＳｉを含有する脱酸材に使用し、
成分調整後の溶鋼酸素が０．０１００〜０．０１５０ｍ
ａｓｓ％の範囲になるような範囲で添加して、かつ、Ｓ
ｉＯ2 を浮上分離して鋳造時のＳｉ含有量を０．００３
〜０．０８ｍａｓｓ％にすることが、脱酸生成物である
ＳｉＯ2 の残留による被削性の劣化を抑え、且つ、スラ
グでの再酸化による大型酸化物の生成を防止して被削性
を改善する上で極めて有効であった。また、上記方法は
ピンホールの発生を抑える上でも効果的な方法である。
鋳造時のＳｉ含有量を０．００３％未満の場合はＭｎＯ
−Ａｌ2 Ｏ3 −ＳｉＯ2 系、Ａｌ2 Ｏ3 −ＭｎＯ系さら
にＭｎＯ−ＳｉＯ2 系の大型化酸化物の生成やピンホー
ルの発生を十分抑制できないため、被削性や表面疵を十
分改善できない。また、そのＳｉ含有量を０．０８ｍａ
ｓｓ％を越えるとＳｉＯ2 の残留量が増加して被削性は
悪くなるため、Ｓｉ含有量は０．００３〜０．０８ｍａ
ｓｓ％に制限すべきである。
金、ＣａＳｉ合金等のＳｉを含有する脱酸材に使用し、
成分調整後の溶鋼酸素が０．０１００〜０．０１５０ｍ
ａｓｓ％の範囲になるような範囲で添加して、かつ、Ｓ
ｉＯ2 を浮上分離して鋳造時のＳｉ含有量を０．００３
〜０．０８ｍａｓｓ％にすることが、脱酸生成物である
ＳｉＯ2 の残留による被削性の劣化を抑え、且つ、スラ
グでの再酸化による大型酸化物の生成を防止して被削性
を改善する上で極めて有効であった。また、上記方法は
ピンホールの発生を抑える上でも効果的な方法である。
鋳造時のＳｉ含有量を０．００３％未満の場合はＭｎＯ
−Ａｌ2 Ｏ3 −ＳｉＯ2 系、Ａｌ2 Ｏ3 −ＭｎＯ系さら
にＭｎＯ−ＳｉＯ2 系の大型化酸化物の生成やピンホー
ルの発生を十分抑制できないため、被削性や表面疵を十
分改善できない。また、そのＳｉ含有量を０．０８ｍａ
ｓｓ％を越えるとＳｉＯ2 の残留量が増加して被削性は
悪くなるため、Ｓｉ含有量は０．００３〜０．０８ｍａ
ｓｓ％に制限すべきである。
【００２２】Ｓｉを含有する脱酸材を少量用いて脱酸し
てから成分調整することは、溶鋼酸素量を低めに制御す
ることを格段に容易にする。脱酸材を用いない場合にお
よそ０．０１００〜０．０３００ｍａｓｓ％の範囲でバ
ラツいた鋳造時の溶鋼酸素量を、より精度良く０．０１
００〜０．０１５０ｍａｓｓ％に制御することも可能と
なる。Ｓｉを含有する脱酸材以外にＡｌを含有する脱酸
材も検討したが、Ａｌ2 Ｏ3はＳｉＯ2 に比べ浮上分離
されずらく、あるいは再酸化で溶鋼中に新たに生成する
等で、鋼材中に残留するため、却って被削性は劣化す
る。また、成分調整前にＳｉを含有する脱酸材で脱酸せ
ず溶鋼の酸素濃度が高い状態で成分調整すると、添加し
たＭｎが酸化されスラグ酸化度が高くなり、それ以降の
段階でＳｉ等により脱酸しても、スラグによる再酸化で
生成する大型酸化物の生成は十分に防止できず、また、
脱酸生成物であるＳｉＯ2 の浮上分離も不十分となっ
て、顕著な被削性の改善は期待できない。
てから成分調整することは、溶鋼酸素量を低めに制御す
ることを格段に容易にする。脱酸材を用いない場合にお
よそ０．０１００〜０．０３００ｍａｓｓ％の範囲でバ
ラツいた鋳造時の溶鋼酸素量を、より精度良く０．０１
００〜０．０１５０ｍａｓｓ％に制御することも可能と
なる。Ｓｉを含有する脱酸材以外にＡｌを含有する脱酸
材も検討したが、Ａｌ2 Ｏ3はＳｉＯ2 に比べ浮上分離
されずらく、あるいは再酸化で溶鋼中に新たに生成する
等で、鋼材中に残留するため、却って被削性は劣化す
る。また、成分調整前にＳｉを含有する脱酸材で脱酸せ
ず溶鋼の酸素濃度が高い状態で成分調整すると、添加し
たＭｎが酸化されスラグ酸化度が高くなり、それ以降の
段階でＳｉ等により脱酸しても、スラグによる再酸化で
生成する大型酸化物の生成は十分に防止できず、また、
脱酸生成物であるＳｉＯ2 の浮上分離も不十分となっ
て、顕著な被削性の改善は期待できない。
【００２３】次に、取鍋スラグの酸化度（ＦｅｔＯ＋Ｍ
ｎＯ％）を２５ｍａｓｓ％以下に制限する理由を以下に
述べる。先に述べたようにＳｉを含有する脱酸材を少量
用いて脱酸してから成分調整することは、スラグによる
再酸化での大型酸化物の生成を防止する上で有効である
が、それに加えＣａＯ系のフラックス等を添加して取鍋
スラグの塩基度を高める等によりスラグ酸化度（Ｆｅｔ
Ｏ＋ＭｎＯ％）を２５ｍａｓｓ％以下にすることも、Ｍ
ｎＯ−Ａｌ2 Ｏ3 −ＳｉＯ2 系、Ａｌ2 Ｏ3 −ＭｎＯ系
さらにＭｎＯ−ＳｉＯ2 系の大型化酸化物の生成を防止
する上で重要である。
ｎＯ％）を２５ｍａｓｓ％以下に制限する理由を以下に
述べる。先に述べたようにＳｉを含有する脱酸材を少量
用いて脱酸してから成分調整することは、スラグによる
再酸化での大型酸化物の生成を防止する上で有効である
が、それに加えＣａＯ系のフラックス等を添加して取鍋
スラグの塩基度を高める等によりスラグ酸化度（Ｆｅｔ
Ｏ＋ＭｎＯ％）を２５ｍａｓｓ％以下にすることも、Ｍ
ｎＯ−Ａｌ2 Ｏ3 −ＳｉＯ2 系、Ａｌ2 Ｏ3 −ＭｎＯ系
さらにＭｎＯ−ＳｉＯ2 系の大型化酸化物の生成を防止
する上で重要である。
【００２４】特にＰｂ、Ｂｉ、Ｔｅ等をある程度の量添
加する場合には、添加時の溶鋼の流動でスラグが巻込ま
れるため溶鋼が再酸化され易く、その際取鍋スラグの酸
化度（ＦｅｔＯ＋ＭｎＯ％）が高いと上記大型酸化物が
生成するため、本酸化物を低減して被削性を改善するに
は、添加する前にスラグ酸化度（ＦｅｔＯ＋ＭｎＯ％）
を２５ｍａｓｓ％以下にしなければならない。少量のＰ
ｂ、Ｂｉ、Ｔｅであれば、スラグ酸化度を２５ｍａｓｓ
％以下にする前に添加しても構わないが、スラグ酸化度
低減前の添加量が多くなると、大型酸化物が増加し被削
性は劣化する。また、取鍋のスラグ酸化度（ＦｅｔＯ＋
ＭｎＯ％）が２５ｍａｓｓ％を越えると溶鋼の酸素ピッ
クアップ量も増加してピンホールが増えるため、ピンホ
ール起因の表面疵を多発させる原因ともなり、表面疵の
改善を図る上でもスラグ酸化度（ＦｅｔＯ＋ＭｎＯ％）
を２５ｍａｓｓ％以下に抑える必要がある。
加する場合には、添加時の溶鋼の流動でスラグが巻込ま
れるため溶鋼が再酸化され易く、その際取鍋スラグの酸
化度（ＦｅｔＯ＋ＭｎＯ％）が高いと上記大型酸化物が
生成するため、本酸化物を低減して被削性を改善するに
は、添加する前にスラグ酸化度（ＦｅｔＯ＋ＭｎＯ％）
を２５ｍａｓｓ％以下にしなければならない。少量のＰ
ｂ、Ｂｉ、Ｔｅであれば、スラグ酸化度を２５ｍａｓｓ
％以下にする前に添加しても構わないが、スラグ酸化度
低減前の添加量が多くなると、大型酸化物が増加し被削
性は劣化する。また、取鍋のスラグ酸化度（ＦｅｔＯ＋
ＭｎＯ％）が２５ｍａｓｓ％を越えると溶鋼の酸素ピッ
クアップ量も増加してピンホールが増えるため、ピンホ
ール起因の表面疵を多発させる原因ともなり、表面疵の
改善を図る上でもスラグ酸化度（ＦｅｔＯ＋ＭｎＯ％）
を２５ｍａｓｓ％以下に抑える必要がある。
【００２５】
【実施例】以下に本発明を実施例に基づいて、さらに詳
述する。本発明の実施においては転炉炉内あるいは転炉
出鋼時に脱炭精錬された溶鋼にＦｅＳｉやＣａＳｉ合金
を添加して脱酸し、その後ＦｅＭｎ等の合金を取鍋に添
加してＣ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｎ等の成分調整を行った。ま
た、取鍋スラグの酸化度を低減するために取鍋にＣａＯ
添加して、塩基度を１．８以上とする等によりスラグ酸
化度（ＦｅｔＯ＋ＭｎＯ％）を２５ｍａｓｓ％以下に制
御した。複合快削鋼を溶製する場合にはスラグ酸化度
（ＦｅｔＯ＋ＭｎＯ％）を２５ｍａｓｓ％以下にした後
にＰｂ、Ｂｉ、Ｔｅを添加した。また、鋳造時のＳｉ含
有量を０．００３〜０．０８ｍａｓｓ％の範囲に入るよ
うに上記脱酸時の脱酸材の量を抑えると共に脱酸から鋳
造までの時間をある程度確保することでＳｉＯ2 の浮上
分離を図った。溶製された低炭素硫黄快削鋼と複合快削
鋼は１６２ｍｍ×１６２ｍｍ断面の中断面ブルームに約
２．０ｍ／ｍｉｎの速度で鋳造し、その鋳片を棒鋼工場
の加熱炉で１２００℃に加熱、圧延した８０φの棒鋼で
被削性を調査した。
述する。本発明の実施においては転炉炉内あるいは転炉
出鋼時に脱炭精錬された溶鋼にＦｅＳｉやＣａＳｉ合金
を添加して脱酸し、その後ＦｅＭｎ等の合金を取鍋に添
加してＣ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｎ等の成分調整を行った。ま
た、取鍋スラグの酸化度を低減するために取鍋にＣａＯ
添加して、塩基度を１．８以上とする等によりスラグ酸
化度（ＦｅｔＯ＋ＭｎＯ％）を２５ｍａｓｓ％以下に制
御した。複合快削鋼を溶製する場合にはスラグ酸化度
（ＦｅｔＯ＋ＭｎＯ％）を２５ｍａｓｓ％以下にした後
にＰｂ、Ｂｉ、Ｔｅを添加した。また、鋳造時のＳｉ含
有量を０．００３〜０．０８ｍａｓｓ％の範囲に入るよ
うに上記脱酸時の脱酸材の量を抑えると共に脱酸から鋳
造までの時間をある程度確保することでＳｉＯ2 の浮上
分離を図った。溶製された低炭素硫黄快削鋼と複合快削
鋼は１６２ｍｍ×１６２ｍｍ断面の中断面ブルームに約
２．０ｍ／ｍｉｎの速度で鋳造し、その鋳片を棒鋼工場
の加熱炉で１２００℃に加熱、圧延した８０φの棒鋼で
被削性を調査した。
【００２６】表面疵は棒鋼圧延した成品において疵の程
度に応じて評点付けをして評価した。被削性は下記に示
す切削条件でプランジカットおよびドリル切削で評価し
た。 プランジカット条件： 工具：ＳＫＨ５７、切削速度：８０ｍ／ｍｉｎ 送り：０．０５ｍｍ／ｒｅｖ、２ｓｅｃ切削／５ｓ
ｅｃ非切削仕上面粗さはＪＩＳ Ｒｚで評価した。 ドリル穴開け条件： 工具：ＳＫＨ９ １０φ、切削速度：７０〜９０ｍ
／ｍｉｎ 送り：０．３３ｍｍ／ｒｅｖ、切削油：有り ドリル切削性は１０００ｍｍ穴開けするのに最大可能切
削速度ＶL,1000（ｍ／ｍｉｎ）で評価した。
度に応じて評点付けをして評価した。被削性は下記に示
す切削条件でプランジカットおよびドリル切削で評価し
た。 プランジカット条件： 工具：ＳＫＨ５７、切削速度：８０ｍ／ｍｉｎ 送り：０．０５ｍｍ／ｒｅｖ、２ｓｅｃ切削／５ｓ
ｅｃ非切削仕上面粗さはＪＩＳ Ｒｚで評価した。 ドリル穴開け条件： 工具：ＳＫＨ９ １０φ、切削速度：７０〜９０ｍ
／ｍｉｎ 送り：０．３３ｍｍ／ｒｅｖ、切削油：有り ドリル切削性は１０００ｍｍ穴開けするのに最大可能切
削速度ＶL,1000（ｍ／ｍｉｎ）で評価した。
【００２７】酸化物系介在物はブルーム鋳片表層部から
４０ｍｍ幅×４０ｍｍ厚×２００ｍｍ長のサンプルを切
出し、そのサンプルよりスライム法により酸化物系介在
物を抽出し、ＥＰＭＡで介在物組成を調査した。表面疵
の評価結果と被削性調査結果を表２に示す。表面疵評点
は値が大きいほど疵が多く発生し、深いものが多いこと
を示す。
４０ｍｍ幅×４０ｍｍ厚×２００ｍｍ長のサンプルを切
出し、そのサンプルよりスライム法により酸化物系介在
物を抽出し、ＥＰＭＡで介在物組成を調査した。表面疵
の評価結果と被削性調査結果を表２に示す。表面疵評点
は値が大きいほど疵が多く発生し、深いものが多いこと
を示す。
【００２８】
【表１】
【００２９】
【表２】
【００３０】Ｐｂ、Ｂｉ、Ｔｅを添加しない本発明の実
施例が表１のＮｏ．１〜３であり、それに対応する比較
例はＮｏ．１１〜１３とＮｏ．２１である。さらに、Ｐ
ｂ、Ｂｉ、Ｔｅを添加する本発明の実施例はＮｏ．４〜
１０で、その場合の比較例はＮｏ．１４〜２０とＮｏ．
２２である。本発明例は全てＳｉ含有物で脱酸してか
ら、Ｃ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｎ等の成分調整を行ったのに対
し、比較例ではＮｏ．１１、１４、２１、２２でのみＳ
ｉ含有物で脱酸した。これらのうち、Ｎｏ．１１、１４
はＣ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｎ等の成分調整前に、比較例のＮ
ｏ．２１、２２は上記成分調整後にＳｉ含有物で脱酸し
た。上記Ｎｏ．１１、１４、２１、２２を除く比較例に
おいてはＳｉ含有物で脱酸することなくＣ、Ｍｎ、Ｐ、
Ｓ、Ｎ等の成分調整を行った。
施例が表１のＮｏ．１〜３であり、それに対応する比較
例はＮｏ．１１〜１３とＮｏ．２１である。さらに、Ｐ
ｂ、Ｂｉ、Ｔｅを添加する本発明の実施例はＮｏ．４〜
１０で、その場合の比較例はＮｏ．１４〜２０とＮｏ．
２２である。本発明例は全てＳｉ含有物で脱酸してか
ら、Ｃ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｎ等の成分調整を行ったのに対
し、比較例ではＮｏ．１１、１４、２１、２２でのみＳ
ｉ含有物で脱酸した。これらのうち、Ｎｏ．１１、１４
はＣ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｎ等の成分調整前に、比較例のＮ
ｏ．２１、２２は上記成分調整後にＳｉ含有物で脱酸し
た。上記Ｎｏ．１１、１４、２１、２２を除く比較例に
おいてはＳｉ含有物で脱酸することなくＣ、Ｍｎ、Ｐ、
Ｓ、Ｎ等の成分調整を行った。
【００３１】表２からも明らかなように表面疵評点は本
発明を適用したＮｏ．１〜３とＮｏ．４〜１１は、比較
例であるＮｏ．１１〜１３とＮｏ．１４〜２０に比べ改
善されており、溶鋼酸素を１００〜１５０ｐｐｍに制御
し、ピンホールを減少すると共に、II型のＭｎＳの生成
や過度のＭｎＳの塑性変形能の低下を防止した効果が表
れている。一方、被削性についてもＰｂ、Ｂｉ、Ｔｅを
添加する鋼、しない鋼共にＡｌ2Ｏ3 、ＳｉＯ2 、Ｍｎ
Ｏ−Ａｌ2 Ｏ3 −ＳｉＯ2 、Ａｌ2 Ｏ3 −ＭｎＯまたは
ＭｎＯ−ＳｉＯ2 を主成分とする大型の酸化物系介在物
が比較例に比べ本発明を適用した方が少なく、仕上面粗
さ、ドリル寿命も顕著に改善されており、本発明を実施
した方が被削性は良好となる。
発明を適用したＮｏ．１〜３とＮｏ．４〜１１は、比較
例であるＮｏ．１１〜１３とＮｏ．１４〜２０に比べ改
善されており、溶鋼酸素を１００〜１５０ｐｐｍに制御
し、ピンホールを減少すると共に、II型のＭｎＳの生成
や過度のＭｎＳの塑性変形能の低下を防止した効果が表
れている。一方、被削性についてもＰｂ、Ｂｉ、Ｔｅを
添加する鋼、しない鋼共にＡｌ2Ｏ3 、ＳｉＯ2 、Ｍｎ
Ｏ−Ａｌ2 Ｏ3 −ＳｉＯ2 、Ａｌ2 Ｏ3 −ＭｎＯまたは
ＭｎＯ−ＳｉＯ2 を主成分とする大型の酸化物系介在物
が比較例に比べ本発明を適用した方が少なく、仕上面粗
さ、ドリル寿命も顕著に改善されており、本発明を実施
した方が被削性は良好となる。
【００３２】
【発明の効果】実施例からも明らかなように、本発明を
適用することにより、被削性等鋼材特性のロット内変動
が少なく、しかも小断面鋼片であっても被削性に優れた
快削鋼を提供することが可能であり、且つ、表面疵の改
善によって大幅に歩留りが向上するためより効率的、経
済的な快削鋼の製造が可能となり、産業上の効果は極め
て大きい。
適用することにより、被削性等鋼材特性のロット内変動
が少なく、しかも小断面鋼片であっても被削性に優れた
快削鋼を提供することが可能であり、且つ、表面疵の改
善によって大幅に歩留りが向上するためより効率的、経
済的な快削鋼の製造が可能となり、産業上の効果は極め
て大きい。
【図１】溶鋼酸素量とプランジカットの仕上面粗さ（Ｒ
ｚ）の関係を示す図。
ｚ）の関係を示す図。
【図２】溶鋼酸素量とピンホール個数、ＭｎＳの熱間変
形能、II型のＭｎＳの個数と表面疵の発生個数の関係を
示す模式図。
形能、II型のＭｎＳの個数と表面疵の発生個数の関係を
示す模式図。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 林 浩明 北海道室蘭市仲町12番地 新日本製鐵株式 会社室蘭製鐵所内 (72)発明者 小川 敏文 北海道室蘭市仲町12番地 新日本製鐵株式 会社室蘭製鐵所内
Claims (1)
- 【請求項１】 質量で０．０５〜０．１５％Ｃ、０．５
〜２．０％Ｍｎ、０．１〜０．４％Ｓ、０．０５〜０．
１０％Ｐ、０．００２０〜０．０１５０％Ｎを基本成分
とする低炭硫黄快削鋼および前記基本成分にＰｂ、Ｂ
ｉ、Ｔｅのうち少なくとも１種類以上それらのトータル
質量で０．０１〜０．４０％含有させた低炭硫黄系複合
快削鋼を連続鋳造法にて製造するに当り、転炉で脱炭精
錬された溶鋼をＳｉを含有する脱酸材を用いて脱酸して
からＣ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｎ等の成分調整するとともに、
取鍋スラグの酸化度（ＦｅｔＯ＋ＭｎＯ％）を２５ｍａ
ｓｓ％以下に調整し、しかる後、所要に応じＰｂ、Ｂ
ｉ、Ｔｅを添加し、溶鋼酸素量を０．０１〜０．０１５
ｍａｓｓ％に、かつ、Ｓｉ含有量を０．００３〜０．０
８ｍａｓｓ％にして連続鋳造し被削性と表面疵を改善し
たことを特徴とする低炭硫黄系快削鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP11745594A JPH07305110A (ja) | 1994-05-09 | 1994-05-09 | 低炭硫黄系快削鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP11745594A JPH07305110A (ja) | 1994-05-09 | 1994-05-09 | 低炭硫黄系快削鋼の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH07305110A true JPH07305110A (ja) | 1995-11-21 |
Family
ID=14712093
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP11745594A Pending JPH07305110A (ja) | 1994-05-09 | 1994-05-09 | 低炭硫黄系快削鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH07305110A (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2003068996A1 (en) * | 2002-02-15 | 2003-08-21 | Nucor Corporation | Model-based system for determining process parameters for the ladle refinement of steel |
| US6890389B2 (en) | 2001-10-12 | 2005-05-10 | Minebea Co., Ltd. | Method for treating sulfur free-cutting alloy steel |
| JP2008133503A (ja) * | 2006-11-28 | 2008-06-12 | Nippon Steel Corp | Ｂを添加した低炭快削鋼の製造方法 |
-
1994
- 1994-05-09 JP JP11745594A patent/JPH07305110A/ja active Pending
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US6890389B2 (en) | 2001-10-12 | 2005-05-10 | Minebea Co., Ltd. | Method for treating sulfur free-cutting alloy steel |
| WO2003068996A1 (en) * | 2002-02-15 | 2003-08-21 | Nucor Corporation | Model-based system for determining process parameters for the ladle refinement of steel |
| US6808550B2 (en) | 2002-02-15 | 2004-10-26 | Nucor Corporation | Model-based system for determining process parameters for the ladle refinement of steel |
| US6921425B2 (en) | 2002-02-15 | 2005-07-26 | Nucor Corporation | Model-based system for determining process parameters for the ladle refinement of steel |
| US7211127B2 (en) | 2002-02-15 | 2007-05-01 | Nucor Corporation | Model-based system for determining process parameters for the ladle refinement of steel |
| JP2008133503A (ja) * | 2006-11-28 | 2008-06-12 | Nippon Steel Corp | Ｂを添加した低炭快削鋼の製造方法 |
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