JPWO2006129531A1 - 低炭素硫黄快削鋼 - Google Patents

Abstract

C：0.05〜0.20％未満、Si＜0.02％、Mn：0.7〜2.2％、P：0.005〜0.25％、S：0.40超〜0.60％、Al＜0.003％、O：0.0090〜0.0280％、N：0.0030〜0.0250％を含有し、残部はFeと不純物からなり、不純物中のCa、Mg、Ti、Zr及びREMが、Ca＜0.001％、Mg＜0.001％、Ti＜0.002％、Zr＜0.002％、REM＜0.001％で、かつ、Mn×O＞0.018及び2.5＜Mn/(S+O)＜3.5を満たす低炭素硫黄快削鋼は、HSS工具を用いた比較的低速切削でPb快削鋼及びPb添加複合快削鋼と同等以上の被削性を有し、浸炭性にも優れる。この鋼は、連続鋳造性に優れるため安価に大量生産することができ、自動車用のブレーキパーツ、パソコン周辺機器部品及び電気機器部品など軟質の小物部品の素材として用いることができる。なお、次の(1)と(2)のいずれか又は双方を含有していてもよい。(1)特定量の、Te、Sn及びSeのうちの1種以上。(2)特定量の、Cu、Ni、Cr及びMoのうちの1種以上。

Description

本発明は、低炭素硫黄快削鋼に関し、詳しくは、Ｐｂを添加しない場合であっても、従来の鉛快削鋼（以下、「Ｐｂ快削鋼」という。）及び、ＰｂとＳ、Ｐなど他の快削元素を複合添加した複合快削鋼（以下、「Ｐｂ添加複合快削鋼」という。）と同等以上の良好な被削性を有する低炭素硫黄快削鋼に関する。より詳細には、高速度鋼工具を用いて切削を行った際の良好な被削性を有するとともに浸炭性に優れ、しかも、連続鋳造性に優れるため安価に大量生産することができるＰｂ非添加の低炭素硫黄快削鋼に関する。

従来、軟質の小物部品、例えば、自動車用のブレーキパーツ、パソコン周辺機器部品及び電気機器部品など軟質の小物部品の素材には、生産性向上のために被削性に優れた鋼である所謂「快削鋼」が用いられてきた。

こうした軟質小物部品の切削加工は、工業的には、主として１００ｍ／分以下の比較的低速領域で行われ、また、切削加工の際の工具には、コーティング処理が施されていない高速度鋼工具（以下、「ＨＳＳ工具」という。）が使用されることが多い。そして、このような切削加工条件の場合、素材鋼の「被削性」としては、長い工具寿命の確保に加えて、加工精度の観点から、切削加工後の鋼材表面の仕上げ面粗度の小さいことが要求され、更に、切り屑が細かく分断する性質（以下、「切り屑処理性」という。）に優れることも重要視される。特に、良好な切り屑処理性は加工ラインの自動化に欠かせないものであって、生産性の向上のために必須とされる特性である。

快削鋼としては、Ｓを多量に添加してＭｎＳにより被削性を改善した硫黄快削鋼（以下、「Ｓ快削鋼」という。）、Ｐｂを添加したＰｂ快削鋼及びＰｂ添加複合快削鋼などがよく知られている。

上記の快削鋼のうちでも、Ｐｂ快削鋼及びＰｂ添加複合快削鋼は、切り屑処理性に優れ、工具寿命も長く、加工後の鋼材表面の仕上げ面粗度に優れるといった特性を有している。

したがって、これらのＰｂを添加した快削鋼は、切削加工によって前記した自動車用のブレーキパーツ、パソコン周辺機器部品及び電気機器部品など軟質の各種小物部品形状に加工され、最終製品として使用されている。なお、切削加工後の各種小物部品に強度を確保させる目的から表面硬化のための浸炭処理を施し、表面硬度を増加させた上で最終製品として使用される場合もある。

しかし、近年の地球環境問題に対する高まりから、Ｐｂ含有量を低減した快削鋼やＰｂを全く含まない快削鋼に対する要望が極めて大きくなっており、例えば欧州では、ＲｏＨＳ（On the restriction of the use of certain hazardous substances in electrical and electronic equipment）指令やＥＬＶ（End of Life Vehicle）指令によって、鋼材に含まれるＰｂ含有量が質量％で、０．３５％以下に制限されるなど、Ｐｂの含有量をできる限り低減させることが望まれている。

なお、Ｐｂは融点が低く、しかも鋼中にほとんど固溶しないため、大量のＰｂを含有した鋼は圧延時に割れを生じやすい。したがって、鋼の安定製造という面からも、Ｐｂの含有量を低減した快削鋼やＰｂを全く含まない快削鋼に対する要望が大きい。

こうした要望に応えるべく、特許文献１〜１０に、Ｐｂ快削鋼及びＰｂ添加複合快削鋼に替わる種々の快削鋼が提案されている。

最もよく知られているものは、特許文献１〜４のように、Ｐｂを添加する替わりにＳ量を増量させて、被削性を改善した低炭素硫黄快削鋼である。

また、特許文献５〜１０のように、被削性改善を目的としてＳ快削鋼にＢやＴｉなどを添加することによって鋼中の介在物形態を制御した快削鋼も数多く提案されている。

具体的には、特許文献１に、０．４％を超えるＳを含有させてＭｎＳを増量した、Ｐｂを添加しない「低炭素硫黄系快削鋼」が提案されている。

特許文献２には、０．５０％を超えるＳを含有させてＭｎＳを増量することによって、被削性の改善を図った「快削鋼」が提案されている。

特許文献３には、０．４％以上のＳを含有させ、更に、Ｓｎを添加することによって、被削性改善を図った「低炭素イオウ快削鋼」が提案されている。

特許文献４には、硫化物の平均幅とともに、線材の降伏比を調整することによって被削性を改善した「低炭素硫黄系快削鋼およびその製造方法」が開示されている。

特許文献５には、Ｔｉ、Ａｌ及びＺｒを適切な量添加することによって硫化物系介在物を微細化し、被削性を改善した「高硫黄快削鋼」が開示されている。

特許文献６には、脱酸剤であるＡｌを実質的に添加せず、硫化物系介在物をオキシ硫化物とすることによって被削性を改善した「硫黄含有快削鋼、その快削鋼の製造方法、および快削鋼の機械加工方法」が開示されている。

特許文献７〜９には、鋼の成分組成を調整して、ミクロ組織の調整を行うことによって、或いは、微細なＭｎＳを分散させることによって、被削性改善を図った「被削性に優れる鋼およびその製造方法」或いは「被削性に優れる鋼」が開示されている。

特許文献１０には、本発明者らが提案した、特定量のＣ、Ｍｎ、Ｓ、Ｔｉ、Ｓｉ、Ｐ、Ａｌ、Ｏ及びＮを含有し、ＴｉとＳの含有量が下記の(i)式を満たすとともに、ＭｎとＳの原子比が下記の(ii)式を満たし、且つ、Ｔｉ硫化物又は／及びＴｉ炭硫化物が内在するＭｎＳを含有することを特徴とする「低炭素快削鋼」が開示されている。
Ｔｉ（質量％）／Ｓ（質量％）＜１・・・(i)、
Ｍｎ／Ｓ≧１・・・(ii)。
特開２０００−３１９７５３号公報 特開２０００−１６０２８４号公報 特開２００２−２４９８４８号公報 特開２００３−２５３３９０号公報 特開２００４−２６９９１２号公報 特開２００２−３６３６９１号公報 特開２００４−１６９０５１号公報 特開２００４−１６９０５２号公報 特開２００４−１６９０５４号公報 特開２００３−２２６９３３号公報

前述の特許文献１で開示された「低炭素硫黄系快削鋼」は、Ｍｎ、Ｓ、Ｏ及びＮ等の成分組成を十分に考慮せず、単にＳ量を増加させただけである。このため、１００ｍ／分以下の比較的低速領域でＨＳＳ工具を用いて切削したときに、仕上げ面粗さと切り屑処理性を同時に改善することのできる好ましい介在物が得られず、したがって、所望の良好な被削性を確保することができなかった。

特許文献２で開示された「快削鋼」の場合には、確かにＨＳＳ工具における被削性の改善が認められる。しかし、単にＳ量のみを増大させたもので硫化物の形態に配慮がなされていないため、仕上げ面粗さが大きくなって所望の小さな仕上げ面粗さが得られない場合があった。

特許文献３で開示された「低炭素イオウ快削鋼」には、Ｏ量を高めることがＭｎＳ形態に影響を及ぼし、被削性を改善することが示されている。確かに、高い量のＳを含有する鋼においてもＭｎＳの形態を最適化するためにＯ量を高めることが重要である。しかし、単にＯ量を高めるだけでは粗大な硫化物が多く生成するために切り屑処理性が劣化する。なお、この特許文献３で開示された技術は、酸化物組成までも同時に最適化するものではない。このため、１００ｍ／分以下の比較的低速領域でＨＳＳ工具を用いる切削において、所望の良好な被削性を確保することができなかった。

特許文献４で開示された「低炭素硫黄系快削鋼」は、鋼線材の直径をｄとして、外周面下０．１ｍｍからｄ／８までの領域における硫化物形態を制御するだけのものであって、それより深い領域における硫化物形態、例えば、鋼線材中心部における硫化物形態には配慮がなされていない。このため、ＨＳＳドリルを用いた加工などのように表面部分以外を切削する場合には、優れた切り屑処理性と長い工具寿命を兼備させることができなかった。

特許文献５で開示された「高硫黄快削鋼」には、ＨＳＳ工具を用いた切削に好ましくない形態の硫化物や酸化物が生成する。このため、１００ｍ／分以下の比較的低速領域でＨＳＳ工具を用いる切削において、所望の小さい仕上げ面粗さを得ることができなかった。

特許文献６で開示された「硫黄含有快削鋼」は、オキシ硫化物を存在させることで被削性改善を図っているものの、鋼の成分組成が精緻に考慮されたものではない。このため、１００ｍ／分以下の比較的低速領域でＨＳＳ工具を用いた切削に対して好適な形態を有する硫化物及び酸化物が得られず、所望の良好な被削性を確保することができなかった。

特許文献７〜９で開示された「被削性に優れる鋼」は、成分組成が十分に考慮されたものではなく、Ａｌ、Ｔｉ及びＺｒ等のＭｎＳ形態に大きな影響を及ぼす成分元素の添加をしてもよいとしている。この場合、ＨＳＳ工具を用いた切削に対して好適な形態を有する硫化物及び酸化物が得られず、切り屑処理性及び仕上げ面粗さが劣化して、所望の良好な被削性を確保することができなかった。

特許文献１０で開示された「低炭素快削鋼」は、確かに超硬工具を用いた高速切削時における工具寿命がＰｂ快削鋼に比べて優れており、且つ、優れた切り屑処理性が得られるものである。しかし、１００ｍ／分以下の比較的低速領域でＨＳＳ工具を用いた切削の場合には、硫化物形態が被削性を改善するのに好適なものではないために、仕上げ面粗さが大きくなって所望の小さな仕上げ面粗さが得られない場合があることが判明した。

上述のように、従来提案された快削鋼は、自動車用のブレーキパーツ、パソコン周辺機器部品及び電気機器部品など軟質の小物部品の素材として必要な被削性の諸特性、つまり、１００ｍ／分以下の比較的低速領域でＨＳＳ工具を用いた切削における工具寿命、切り屑処理性及び仕上げ面粗さのうち少なくともいずれか一つの特性について、Ｐｂ快削鋼及びＰｂ添加複合快削鋼に比べて劣るものであった。すなわち、従来提案されたいずれの快削鋼も、１００ｍ／分以下の比較的低速領域でＨＳＳ工具を用いた切削における被削性は、大量のＰｂを含有するＰｂ快削鋼及びＰｂ添加複合快削鋼と完全に同等とはいえないものであった。

しかも、前記の従来提案された快削鋼は、安価に大量生産するために製造段階で要求される良好な連続鋳造性や製品として要求される熱処理特性までも備えているというものではなかった。すなわち、切削加工後の各種小物部品に強度を確保させる目的から浸炭処理を施し、表面硬度を増加させた上で最終製品として使用する場合、良好な「浸炭性」が要求される。しかしながら、前記の従来提案された快削鋼は、必ずしも「浸炭性」に優れるものではなかった。また、安価に大量生産するために製造段階で要求される「連続鋳造性」にも必ずしも優れるというものではなかった。

そこで、本発明の目的は、Ｐｂを添加しない場合であっても、１００ｍ／分以下の比較的低速領域でＨＳＳ工具を用いて切削を行った際の被削性が従来のＰｂ快削鋼及びＰｂ添加複合快削鋼と同等以上で、しかも、浸炭性に優れるとともに連続鋳造による大量生産にも適した低炭素硫黄快削鋼を提供することである。

本発明者らは、先ず、Ｐｂを含まないＳ快削鋼を用いて、１００ｍ／分以下の比較的低速領域でＨＳＳ工具を用いた切削における被削性について調査した。

その結果、下記（ａ）の知見を得た。なお、以下の説明における「Ｍｎ系硫化物」には、特に断らない限り、ＭｎＳ並びに、Ｍｎ（Ｓ、Ｔｅ）、Ｍｎ（Ｓ、Ｓｅ）、Ｍｎ（Ｓ、Ｏ）及びＭｎ（Ｓ、Ｓｅ、Ｏ）等のように、ＸをＳ以外でＭｎと結合する元素であるＴｅ、Ｓｅ及びＯとして、Ｍｎ（Ｓ、Ｘ）の化学式によって表記されるＭｎの複合化合物を含むこととする。

（ａ）Ｓ快削鋼の場合、鋼中のＯ（酸素）量を高めることで、粗大なＭｎ系硫化物が生成して被削性が向上するといわれている。しかし、前記の切削速度領域でのＨＳＳ工具を用いた切削においては、単にＯ量を増量してＭｎ系硫化物を粗大化させただけでは、被削性、特に、切り屑処理性を高めることが困難である。

そこで次に、前記切削速度領域でのＨＳＳ工具を用いた切削におけるＭｎ系硫化物の形態と被削性の関連について詳細に検討した。その結果、仕上げ面粗さ及び切り屑処理性には、Ｍｎ系硫化物の大きさだけでなく、分散形態が大きな影響を及ぼすことが明らかとなり、下記（ｂ）〜（ｄ）の知見を得た。

（ｂ）鋼中のＯ量を高めてＭｎ系硫化物を粗大に晶出させた場合には、仕上げ面粗さは小さくなって改善されるが、切り屑処理性が劣化する。すなわち、粗大なＭｎ系硫化物は、切削中に切り屑として塑性変形を受ける際に、応力集中点として作用し、Ｍｎ系硫化物を起点としたクラックを発生させ、これによって、構成刃先の成長が抑制されて仕上げ面粗さが小さくなって改善されたり、切り屑剪断域での抵抗力が弱められて切削抵抗が低減することで工具寿命が長くなる。一方、Ｍｎ系硫化物が粗大化した場合、クラックは切り屑内部で効率的に伝播しないので切り屑の破断に至らず、このため、切り屑処理性が劣化する。

（ｃ）Ｍｎ系硫化物が微細な形態で晶出した場合、切り屑処理性は改善するが、仕上げ面粗さは大きくなって劣化する。すなわち、凝固時に共晶反応によって晶出した多数の微細なＭｎ系硫化物は、変形能が高いので、鍛造や圧延によって長く延伸した状態で、或いは、長く延伸したものが更に圧延によって分断されて微細になった状態で、観察される。これらの微細晶出したＭｎ系硫化物は、切削中に切り屑として塑性変形を受ける際に変形しやすいので、切り屑変形時に剪断応力がかかった場合にも変形する。そして、この変形したＭｎ系硫化物を起点として切り屑が脆化破断に至り、切り屑処理性が改善される。一方、構成刃先周辺の２次剪断域は更に強加工されるので、上記のＭｎ系硫化物は、一層分断されて微細化し、構成刃先と切り屑を分断するのに有効なクラックを発生させずに構成刃先内部に取り込まれる。その結果、構成刃先の成長を抑制できないので、仕上げ面粗さが大きくなって劣化する。

（ｄ）上記（ｂ）及び（ｃ）の知見から、仕上げ面粗さを小さくして改善するには、構成刃先と切り屑を分断させるために十分に大きいクラックを発生させる作用を持つＭｎ系硫化物、つまり、２次剪断域で強加工を受けても分断することがないような、切削前の状態において幅が大きいＭｎ系硫化物が分散している必要があることがわかる。そして、仕上げ面粗さの改善に加えて切り屑処理性も改善するには、Ｍｎ系硫化物を起点に発生したクラックを効率的に伝播させるために、粗大なクラックを生じさせる幅の大きいＭｎ系硫化物の分布密度を増大させる必要がある。

そこで更に、幅の大きいＭｎ系硫化物の分布密度を増大させて、仕上げ面粗さと切り屑処理性の両特性を高めるための条件について詳細な検討を行った。その結果、下記（ｅ）〜（ｉ）の知見を得、また、工具寿命について下記（ｊ）の知見を得た。

（ｅ）幅の大きいＭｎ系硫化物の分布密度を増大させるためには、Ｍｎ系硫化物の絶対量を増大させる必要があり、そのためには、Ｓを０．４％を超える範囲で含有させなければならない。

（ｆ）幅の大きいＭｎ系硫化物について、最近接するＭｎ系硫化物との平均距離である「最短平均粒子間距離」が小さい場合には、クラックが効率よく伝播して切り屑の分断が助長され、Ｐｂを含まない場合でもＰｂ快削鋼及びＰｂを含む複合快削鋼と同等の切り屑処理性が得られる。

（ｇ）幅の大きいＭｎ系硫化物の分布密度を増大させるためには、凝固段階でＭｎ系硫化物の生成核としてのＭｎ系酸化物をＳ量に応じて多数分散させる必要があり、このためには、単にＳ量やＯ量を増大させるだけではなく、鋼の成分組成、特に、Ｍｎ、Ｓ及びＯの含有量バランス、並びに、Ａｌ、Ｓｉの含有量と不純物中のＣａ、Ｍｇ、Ｔｉ、Ｚｒ及びＲＥＭの含有量の適正化の必要がある。なお、Ｍｎ系酸化物の生成頻度には、ＭｎとＯの濃度積、つまり、「Ｍｎ×Ｏ」が関係する。

（ｈ）凝固の早い段階で生成するＭｎ系酸化物を十分な数密度で分布させ、これを生成核としてＭｎ系硫化物を偏晶反応によって生成させることによって、幅が大きく最短平均粒子間距離の小さいＭｎ系硫化物を大きな分布密度で存在させることができる。

（ｉ）Ｎは、被削性を改善するのに好適なＭｎ系硫化物の形態及び酸化物組成に影響することがなく、フェライト中に固溶して切り屑処理性を高めるので、十分な量を含有させるのがよい。

（ｊ）微細なＭｎ系酸化物がフェライト粒内に多数分散しておれば、工具寿命が改善されて長くなる。

本発明は、上記の知見に基づいて完成されたものであり、その要旨は、下記（１）〜（４）に示す低炭素硫黄快削鋼にある。

（１）質量％で、Ｃ：０．０５％以上０．２０％未満、Ｓｉ：０．０２％未満、Ｍｎ：０．７〜２．２％、Ｐ：０．００５〜０．２５％、Ｓ：０．４０％を超えて０．６０％以下、Ａｌ：０．００３％未満、Ｏ：０．００９０〜０．０２８０％、Ｎ：０．００３０〜０．０２５０％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、不純物中のＣａ、Ｍｇ、Ｔｉ、Ｚｒ及びＲＥＭが、Ｃａ：０．００１％未満、Ｍｇ：０．００１％未満、Ｔｉ：０．００２％未満、Ｚｒ：０．００２％未満及びＲＥＭ：０．００１％未満であって、かつ、下記(1)式及び(2)式を満たすことを特徴とする低炭素硫黄快削鋼。
Ｍｎ×Ｏ＞０．０１８・・・(1)、
２．５＜Ｍｎ／（Ｓ＋Ｏ）＜３．５・・・(2)。
但し、(1)式及び(2)式中の元素記号は、その元素の質量％での鋼中含有量を表す。

（２）Ｎの含有量が、質量％で、Ｎ：０．００６０〜０．０２５０％である上記（１）に記載の低炭素硫黄快削鋼。

（３）Ｆｅの一部に代えて、Ｔｅ：０．０００５〜０．０３％、Ｓｎ：０．００１％以上０．５０％未満及びＳｅ：０．０００５％以上０．３０％未満のうちの１種以上を含有する上記（１）又は（２）に記載の低炭素硫黄快削鋼。

（４）Ｆｅの一部に代えて、Ｃｕ：０．０１〜１．０％、Ｎｉ：０．０１〜１．０％、Ｃｒ：０．０１〜１．０％及びＭｏ：０．０１〜０．５％のうちの１種以上を含有する上記（１）から（３）までのいずれかに記載の低炭素硫黄快削鋼。

以下、上記 （１）〜（４）の低炭素硫黄快削鋼に係る発明を、それぞれ、「本発明（１）」〜「本発明（４）」という。また、総称して「本発明」ということがある。

なお、本発明でいう「ＲＥＭ」は、Ｓｃ、Ｙ及びランタノイドの合計１７元素の総称であり、ＲＥＭの含有量は上記元素の合計含有量を指す。

本発明の鋼はＰｂ非添加の「地球環境に優しい快削鋼」であるにも拘わらず、１００ｍ／分以下の比較的低速領域でＨＳＳ工具を用いた切削の際に、従来のＰｂ快削鋼、及びＰｂとＳ、Ｐなど他の快削元素を複合添加したＰｂ添加複合快削鋼と同等以上の良好な被削性、つまり、長い工具寿命、良好な切り屑処理性及び小さい仕上げ面粗さを有するとともに浸炭性に優れ、しかも、連続鋳造性に優れるため安価に大量生産することができる。したがって、自動車用のブレーキパーツ、パソコン周辺機器部品及び電気機器部品など軟質の小物部品の素材として利用することができる。

先ず、本発明の低炭素硫黄快削鋼における化学組成とその限定理由について述べる。なお、以下の説明において、各元素の含有量の「％」表示は「質量％」を意味する。

Ｃ：０．０５％以上０．２０％未満
Ｃは、被削性に大きな影響を及ぼす重要な元素である。被削性が重要視される用途の鋼の場合、Ｃを０．２０％以上含有させると、鋼の強度が高くなって被削性が劣化する。しかし、その含有量が０．０５％未満の場合には、鋼が軟質になり過ぎ、切削中にむしれを生じて却って工具摩耗が促進するし、仕上げ面粗さも大きくなって劣化する。したがって、Ｃの含有量を０．０５％以上０．２０％未満とした。なお、一層良好な被削性を得るために、Ｃの含有量は０．０６〜０．１８％とすることが好ましい。

Ｓｉ：０．０２％未満
Ｓｉは、Ｏ（酸素）と親和性が強い強力な脱酸元素であり、０．０２％以上含有される場合には、被削性を改善するのに好適なＭｎ系硫化物の形態及び酸化物組成を得ることができないので、１００ｍ／分以下の比較的低速領域でのＨＳＳ工具による被削性が劣化する。したがって、Ｓｉの含有量を０．０２％未満とした。なお、ＳｉはＭｎ系硫化物の形態及び酸化物組成に大きな影響を及ぼすので、添加しないだけではなく、精錬時になるべく除去する必要がある。より優れた被削性を得るために、Ｓｉの含有量は０．０１％未満とすることが好ましい。

Ｍｎ：０．７〜２．２％
Ｍｎは、ＳとともにＭｎ系硫化物を形成して被削性に大きな影響を及ぼす重要な元素である。その含有量が０．７％未満では、Ｍｎ系硫化物の絶対量が不足して所望の良好な被削性を得ることができないことに加えて熱間加工性が劣化する。Ｍｎには浸炭性を高める作用もあるので、良好な浸炭性を得たい場合にはＭｎの含有量を高めればよいが、ＭｎはＭｎ系硫化物形成元素であることに加えて脱酸にも寄与するため、浸炭性の改善だけを目的に単純にＭｎの含有量を高めても所望の介在物形態を得ることができない。所望の介在物形態を得るためには、ＳやＯ（酸素）との質量バランスを十分に配慮した上でＭｎを添加する必要がある。しかし、そうした場合であっても、Ｍｎの含有量が２．２％を超えると、所望の介在物形態が得られず、被削性が劣化する。したがって、Ｍｎの含有量を０．７〜２．２％とした。なお、所望の良好な被削性と良好な浸炭性の兼備のために、Ｍｎの含有量は１．２〜１．８％とすることが望ましい。

なお、上記の「Ｍｎ系硫化物」とは、ＭｎＳ並びに、Ｍｎ（Ｓ、Ｔｅ）、Ｍｎ（Ｓ、Ｓｅ）、Ｍｎ（Ｓ、Ｏ）及びＭｎ（Ｓ、Ｓｅ、Ｏ）等のように、ＸをＳ以外でＭｎと結合する元素であるＴｅ、Ｓｅ及びＯとして、Ｍｎ（Ｓ、Ｘ）の化学式によって表記されるＭｎの複合化合物を指す。

Ｐ：０．００５〜０．２５％
Ｐは、粒界の強度を弱め、被削性を高める作用を有する。前記の効果を得るためには、Ｐの含有量を０．００５％以上とする必要がある。一方、Ｐの含有量が過度になると、鋼の強度が高くなって却って被削性の低下をきたし、特に、Ｐの含有量が０．２５％を超えると強度が高くなりすぎて被削性の低下が著しくなる。更に、Ｐの含有量が０．２５％を超える場合には、鋼塊の偏析が助長されるため熱間加工性の低下も生じる。したがって、Ｐの含有量を０．００５〜０．２５％とした。より優れた被削性を安定して得るために、Ｐの含有量は０．０３〜０．１５％とすることが好ましい。

Ｓ：０．４０％を超えて０．６０％以下
Ｓは、ＭｎとともにＭｎ系硫化物を形成して被削性を高めるために必須の元素である。Ｍｎ系硫化物による被削性向上効果は、その生成量ばかりではなく形態及び分散状態に応じて変化する。そのために、Ｓの含有量とＭｎ及びＯ（酸素）の含有量とのバランスが重要になるが、Ｓの含有量が０．４０％以下では、たとえＭｎ及びＯ（酸素）の含有量とのバランスを適正化しても、十分な量のＭｎ系硫化物が得られず、所望の良好な被削性を得るためのＭｎ系硫化物の分散形態を得ることができない。なお、通常の場合にはＳの含有量が０．３５％を超えると熱間加工性が低下するため、鋳片内部における所謂「内部割れ」の要因となるが、Ｍｎ及びＯ（酸素）の含有量とのバランスを適正化することで、Ｓの含有量が０．３５％を超える場合にも内部割れを引き起こすことなく、被削性を高めることができる。しかし、Ｓの含有量が０．６０％を超える場合には、熱間延性の劣化を生じないようにＭｎを多量に含有させる必要があるが、Ｍｎが脱酸元素として作用するために十分な酸素量を確保することができないので、Ｍｎ系硫化物の形態が損なわれ、実質的に、所望するＭｎ系硫化物の形態及び分散状態を得ることが困難となる。更に、含有量で０．６０％を超える過剰なＳの添加は歩留まりの悪化によるコスト上昇に繋がる。したがって、Ｓの含有量を０．４０％を超えて０．６０％以下とした。なお、より安定して優れた被削性を確保するとともに、製造性を劣化させることなく所望のＭｎ系硫化物の形態を得るためには、Ｓ含有量は０．４５〜０．５５％とすることが望ましい。

Ａｌ：０．００３％未満
Ａｌは、Ｏ（酸素）と親和性が強い強力な脱酸元素であり、０．００３％以上含有される場合には、被削性を改善するのに好適なＭｎ系硫化物の形態及び酸化物組成を得ることができないので、１００ｍ／分以下の比較的低速領域でのＨＳＳ工具による被削性が劣化する。したがって、Ａｌの含有量を０．００３％未満とした。なお、ＡｌはＭｎ系硫化物の形態及び酸化物組成に大きな影響を及ぼすので、添加しないだけではなく、精錬時になるべく除去する必要がある。より優れた被削性を得るために、Ａｌの含有量は０．００２％未満とすることが好ましい。

Ｏ：０．００９０〜０．０２８０％
Ｍｎ及びＳの含有量とのバランスを適正化したうえで、Ｏ（酸素）の含有量を高めることによってＭｎ系硫化物の形態を変化させ、被削性を改善することができる。しかし、Ｏの含有量が０．００９０％未満では、所望の良好な被削性を得るための介在物形態を得ることができず、十分な被削性を確保できない。一方、Ｏの含有量が０．０２８０％を超えると、所望の介在物形態を得ることができないばかりでなく、粗大な酸化物が生成し、圧延時に割れを誘発する。したがって、Ｏの含有量を０．００９０〜０．０２８０％とした。なお、Ｏの含有量は、所望の介在物形態や分散状態を安定して確保するために、０．０１００〜０．０２００％とすることが望ましい。

Ｎ：０．００３０〜０．０２５０％
Ｎの含有量を高めても、被削性を改善するのに好適なＭｎ系硫化物の形態及び酸化物組成に影響することがなく、しかも、ＡｌやＴｉを実質的に含有しない本発明においては、硬質のＡｌやＴｉの窒化物がほとんど形成されないので、Ｎは、フェライト中に固溶した状態で存在する。上記フェライト中に固溶したＮは、切り屑処理性を高める作用を有する。しかし、Ｎの含有量が０．００３０％未満の場合には、十分な切り屑処理性を高める効果が得られない。一方、Ｎの含有量が０．０２５０％を超えても前記の効果が飽和するばかりでなく、製造コストの上昇をきたす。したがって、Ｎの含有量を０．００３０〜０．０２５０％とした。なお、良好な被削性を得たい場合には、Ｎは０．００６０％以上、また、より効果的に良好な被削性を得たい場合には、Ｎは０．００８０％以上含有させることが好ましい。

本発明に係る低炭素硫黄快削鋼においては、不純物中のＣａ、Ｍｇ、Ｔｉ、Ｚｒ及びＲＥＭの含有量を下記のとおりに制限する。

Ｃａ：０．００１％未満、Ｍｇ：０．００１％未満、Ｔｉ：０．００２％未満、Ｚｒ：０．００２％未満及びＲＥＭ：０．００１％未満
通常の快削鋼においては、Ｃａ、Ｍｇ、Ｔｉ、Ｚｒ及びＲＥＭは、いずれも、被削性を改善するために添加される元素である。しかし、上記のＣａからＲＥＭまでの元素は、いずれも、Ｍｎ系硫化物の形態や酸化物組成及びこれら介在物の分散状態に悪影響を及ぼし、１００ｍ／分以下の比較的低速領域でのＨＳＳ工具での切削における被削性を低下させてしまう。特に、不純物中に上記のＣａ、Ｍｇ、Ｔｉ、Ｚｒ及びＲＥＭについて、Ｃａ、Ｍｇ及びＲＥＭのいずれかが０．００１％以上、Ｔｉ及びＺｒのいずれかが０．００２％以上含有される場合には、前記の切削速度領域でのＨＳＳ工具を用いた切削における被削性の低下が著しくなる。したがって、Ｃａ、Ｍｇ、Ｔｉ、Ｚｒ及びＲＥＭの不純物中の含有量は、Ｃａ：０．００１％未満、Ｍｇ：０．００１％未満、Ｔｉ：０．００２％未満、Ｚｒ：０．００２％未満及びＲＥＭ：０．００１％未満とする必要がある。不純物中の上記Ｃａ、Ｍｇ、Ｔｉ、Ｚｒ及びＲＥＭは、いずれも、０．０００５％以下であることが好ましい。

なお、既に述べたように、「ＲＥＭ」は、Ｓｃ、Ｙ及びランタノイドの合計１７元素の総称であり、ＲＥＭの含有量は上記元素の合計含有量を指す。

ＭｎとＯの濃度積（Ｍｎ×Ｏ）：０．０１８を超えること
上述した範囲のＣからＮまでの元素を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、不純物中のＣａ、Ｍｇ、Ｔｉ、Ｚｒ及びＲＥＭが、Ｃａ：０．００１％未満、Ｍｇ：０．００１％未満、Ｔｉ：０．００２％未満、Ｚｒ：０．００２％未満及びＲＥＭ：０．００１％未満である鋼は、そのＭｎとＯの濃度積の値、つまり、「Ｍｎ×Ｏ」の値が０．０１８を超える場合に、１００ｍ／分以下の比較的低速領域でのＨＳＳ工具での切削で所望の優れた被削性を確保することができる。

したがって、ＭｎとＯの濃度積であるＭｎ×Ｏの値は０．０１８を超える、つまり、前記(1)式を満たす必要がある。なお、上記の式「Ｍｎ×Ｏ」中の元素記号は、その元素の質量％での鋼中含有量を表し、Ｍｎ×Ｏの値の上限は０．０３０であることが好ましい。Ｍｎ×Ｏの値が０．０３０を超えた場合には、幅の大きいＭｎ系硫化物の分布密度があまり高くならず、良好な仕上げ面粗さと切り屑処理性を得ることが困難となる場合がある。

Ｍｎ／（Ｓ＋Ｏ）：２．５を超えて３．５未満であること
上述した範囲のＣからＮまでの元素を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、不純物中のＣａ、Ｍｇ、Ｔｉ、Ｚｒ及びＲＥＭが、Ｃａ：０．００１％未満、Ｍｇ：０．００１％未満、Ｔｉ：０．００２％未満、Ｚｒ：０．００２％未満及びＲＥＭ：０．００１％未満である鋼は、Ｍｎ／（Ｓ＋Ｏ）の値が２．５を超える場合に、凝固段階でＭｎ系硫化物の生成核としてのＭｎ系酸化物を多数分散させることができ、幅の大きいＭｎ系硫化物の分布密度を増大させることが可能になるので、所望の良好な被削性を得ることができる。なお、Ｍｎ／（Ｓ＋Ｏ）の値が２．５以下の場合には、連続鋳造によって製造した場合に、鋳片内部で割れが生ずるなど、熱間加工性の低下が生じるが、Ｍｎ／（Ｓ＋Ｏ）の値が２．５を超える場合には、工業的な規模での大量生産に適した十分な熱間加工性も確保できる。

一方、Ｍｎ／（Ｓ＋Ｏ）の値が３．５以上である場合には、含有されるＳやＯに対して過剰なＭｎが含まれ、組織中に固溶するＭｎ量が過剰となって被削性、なかでも工具寿命が劣化する。更に、実質的にＡｌ、Ｓｉ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｔｉ、Ｚｒ及びＲＥＭを含有しない本発明においては、Ｍｎは脱酸元素としても作用するために、Ｍｎを過剰に含有すると、被削性を改善するのに好適なＭｎ系硫化物の形態を得るための十分なＯ量を得ることができないので、切り屑処理性が低下するとともに仕上げ面粗さが大きくなってしまう。

したがって、Ｍｎ／（Ｓ＋Ｏ）の値は２．５を超えて３．５未満、つまり、前記(2)式を満たす必要がある。なお、上記の式「Ｍｎ／（Ｓ＋Ｏ）」中の元素記号は、その元素の質量％での鋼中含有量を表す。

上記の理由から、本発明（１）に係る低炭素硫黄快削鋼の化学組成は、上述した範囲のＣからＮまでの元素を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、不純物中のＣａ、Ｍｇ、Ｔｉ、Ｚｒ及びＲＥＭが、Ｃａ：０．００１％未満、Ｍｇ：０．００１％未満、Ｔｉ：０．００２％未満、Ｚｒ：０．００２％未満及びＲＥＭ：０．００１％未満で、かつ、前記の(1)式及び(2)式を満たすことと規定した。

また、本発明（２）に係る低炭素硫黄快削鋼の化学組成は、本発明（１）に係る低炭素硫黄快削鋼のうちで、Ｎの含有量が、Ｎ：０．００６０〜０．０２５０％であるものと規定した。

本発明に係る低炭素硫黄快削鋼には、必要に応じて、Ｆｅの一部に代えて、後述する第１群から選択される１種以上の元素及び第２群から選択される１種以上の元素のうち一方又は両方を任意添加元素として添加し、含有させてもよい。

以下、上記第１群及び第２群の任意添加元素に関して説明する。

第１群：Ｔｅ：０．０００５〜０．０３％、Ｓｎ：０．００１％以上０．５０％未満及びＳｅ：０．０００５％以上０．３０％未満
Ｔｅ、Ｓｎ及びＳｅは、いずれも、被削性を改善するのに好適な介在物形態を損なうことなく、被削性を高める作用を有する。このため、１００ｍ／分以下の比較的低速領域でＨＳＳ工具を用いた際に、より優れた被削性を得たい場合には以下の範囲で含有してもよい。

Ｔｅ：０．０００５〜０．０３％、
Ｔｅは、ＭｎとともにＭｎ（Ｓ、Ｔｅ）を生成し、このＭｎ（Ｓ、Ｔｅ）が切削中に擬似的な潤滑効果の役割を果たす。そして、Ｔｅを添加しても、幅の大きいＭｎ系硫化物の割合が増加するだけで酸化物形態には影響がないので、前記の切削速度領域でのＨＳＳ工具を用いた切削における被削性が向上する。しかしながら、その含有量が０．０００５％未満では添加効果に乏しい。一方、Ｔｅを０．０３％を超えて含有させてもその効果が飽和してコストが嵩むし、熱間加工性も劣化する。したがって、添加する場合のＴｅの含有量を０．０００５〜０．０３％とした。なお、より安定して良好な熱間加工性と良好な被削性を兼備させるために、Ｔｅの含有量は０．００３〜０．０２％とすることが好ましく、更に０．００３〜０．０１％とすることがより好ましい。

Ｓｎ：０．００１％以上０．５０％未満
Ｓｎは、鋼の被削性を改善する作用を有する。これはマトリックスを脆化する効果を有するためであると考えられる。しかしながら、その含有量が０．００１％未満では添加効果に乏しい。一方、Ｓｎを０．５０％以上含有させてもその効果が飽和するし、熱間加工性も劣化する。したがって、添加する場合のＳｎの含有量を０．００１％以上０．５０％未満とした。なお、良好な熱間加工性と良好な被削性を兼備させるために、Ｓｎの含有量は０．０３％以上０．３０％以下であることが好ましい。

Ｓｅ：０．０００５％以上０．３０％未満
Ｓｅは、ＭｎとともにＭｎ（Ｓ、Ｓｅ）を生成し、このＭｎ（Ｓ、Ｓｅ）が切削中に擬似的な潤滑効果の役割を果たす。そして、Ｓｅを添加しても、幅の大きいＭｎ系硫化物の割合が増加するだけで酸化物形態には影響がないので、前記の切削速度領域でのＨＳＳ工具を用いた切削における被削性が向上する。しかしながら、その含有量が０．０００５％未満では添加効果に乏しい。一方、Ｓｅを０．３０％以上含有させてもその効果が飽和してコストが嵩むし、熱間加工性も劣化する。したがって、添加する場合のＳｅの含有量を０．０００５％以上０．３０％未満とした。なお、より安定して良好な熱間加工性と良好な被削性を兼備させるために、Ｓｅの含有量は０．００５％以上０．１５％以下とすることが好ましい。

上記のＴｅ、Ｓｎ及びＳｅは、いずれか１種のみ、或いは２種以上の複合で添加することができる。

第２群：Ｃｕ：０．０１〜１．０％、Ｎｉ：０．０１〜１．０％、Ｃｒ：０．０１〜１．０％及びＭｏ：０．０１〜０．５％
Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ及びＭｏは、いずれも、鋼の強度を高める作用を有する。このため、製品強度を高めたい場合には以下の範囲で含有してもよい。

Ｃｕ：０．０１〜１．０％
Ｃｕは、析出強化によって鋼の強度を高める作用を有する。しかしながら、その含有量が０．０１％未満では添加効果に乏しい。一方、Ｃｕの含有量が１．０％を超えると、熱間加工性の劣化を招き、更に、Ｃｕの析出物が粗大化するため、前記の効果が飽和するばかりでなく、被削性の低下を招く。したがって、添加する場合のＣｕの含有量を０．０１〜１．０％とした。なお、良好な強度と良好な熱間加工性を安定して兼備させるためには、Ｃｕの含有量を０．０３〜０．５０％とすることが好ましく、一層良好な強度と良好な熱間加工性を安定して兼備させるためには、Ｃｕの含有量を０．０５〜０．５０％とすることがより好ましい。

Ｎｉ：０．０１〜１．０％
Ｎｉは、固溶強化によって鋼の強度を高める作用を有する。しかしながら、その含有量が０．０１％未満では添加効果に乏しい。一方、Ｎｉの含有量が１．０％を超えると、被削性の劣化を招くとともに熱間加工性も劣化する。したがって、添加する場合のＮｉの含有量を０．０１〜１．０％とした。なお、良好な、強度、被削性及び熱間加工性を安定して具備させるために、Ｎｉの含有量は０．０３〜０．５０％とすることが好ましい。

Ｃｒ：０．０１〜１．０％
Ｃｒは、鋼の強度を高める作用を有する。Ｃｒには、鋼の焼入れ性を高めて浸炭性を改善する作用もある。しかしながら、その含有量が０．０１％未満では添加効果に乏しい。一方、Ｃｒを１．０％を超えて含有させても、前記の効果が飽和してコストが嵩む上に、被削性が低下する。したがって、添加する場合のＣｒの含有量を０．０１〜１．０％とした。なお、良好な、強度、焼入れ性及び被削性を安定して具備させるためには、Ｃｒの含有量を０．０２〜０．５％とすることが好ましく、一層良好な、強度、焼入れ性及び被削性を安定して具備させるためには、Ｃｒの含有量を０．０３〜０．５％とすることがより好ましい。

Ｍｏ：０．０１〜０．５％
Ｍｏは、鋼の強度を高める作用を有する。Ｍｏには、鋼の焼入れ性を高めて浸炭性を改善する作用及び組織を微細化して靱性を高める作用もある。しかしながら、その含有量が０．０１％未満では添加効果に乏しい。一方、Ｍｏを０．５％を超えて含有させても、前記の効果が飽和してコストが嵩む上に、被削性が低下する。したがって、添加する場合のＭｏの含有量を０．０１〜０．５％とした。なお、良好な、強度、焼入れ性、靱性及び被削性を安定して具備させるためには、Ｍｏの含有量は０．０５〜０．５％とすることが好ましい。また、製造コストを低く抑えた上で、良好な、強度、焼入れ性、靱性及び被削性を具備させるためには、Ｍｏの含有量は０．０２〜０．３％とすることが好ましい。

上記のＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ及びＭｏは、いずれか１種のみ、或いは２種以上の複合で添加することができる。

上述の理由から、本発明（３）に係る低炭素硫黄快削鋼の化学組成を、本発明（１）又は本発明（２）に係る低炭素硫黄快削鋼のＦｅの一部に代えて、Ｔｅ：０．０００５〜０．０３％、Ｓｎ：０．００１％以上０．５０％未満及びＳｅ：０．０００５％以上０．３０％未満のうちの１種以上を含有するものと規定した。

また、本発明（４）に係る低炭素硫黄快削鋼の化学組成を、本発明（１）から本発明（３）までのいずれかに係る低炭素硫黄快削鋼のＦｅの一部に代えて、Ｃｕ：０．０１〜１．０％、Ｎｉ：０．０１〜１．０％、Ｃｒ：０．０１〜１．０％及びＭｏ：０．０１〜０．５％のうちの１種以上を含有するものと規定した。

なお、Ｍｎ系硫化物の分散形態や酸化物組成は凝固速度や製造条件に左右されることがある。このため、本発明に係る低炭素硫黄快削鋼は、例えば、次のようにして工業的に大量生産するのがよい。

先ず、本発明に係る低炭素硫黄快削鋼を連続鋳造法によって製造する場合に、転炉などの製鋼炉から取鍋への出鋼段階及び取鍋でのスラグ精錬段階での状態を調整する。

具体的には、取鍋精錬開始時に溶鋼中に含有されるＭｎ量を１．５％未満、好ましくは１．２％未満に調整する。この段階で１．５％以上のＭｎを溶鋼中に含有させても、最終的に前記した範囲内に調整することは可能であるが、適切な酸化物及びＭｎ系硫化物の形態を得るために、精錬開始時におけるＭｎの含有量を上記のように調整しておくのがよい。このＭｎ含有量の調整と同時に、精錬開始時におけるスラグ中のＭｎＯの含有量を適切な範囲、具体的には２５〜４０％の範囲に調整すると一層よい。そして、精錬の後半から末期に、合金鉄を添加することによって所定のＭｎ含有量にすればよい。

次に、適切なＭｎ系硫化物の形態を得るために、鋳造時の冷却速度を調整する。

すなわち、鋳片の冷却速度は、表皮及び中心部で大きな差があるので、幅が大きく最短平均粒子間距離の小さいＭｎ系硫化物を大きな分布密度で安定して存在させるために、中心部における冷却速度を少なくとも１℃／分以上として、より好ましくは２℃／分以上として冷却するのがよい。

なお、造塊法で鋼塊を製造する場合は、小型のインゴットに鋳造する場合のように、冷却速度が速い場合には、鋼塊中心部の冷却速度で２０℃／分以下になるようにすればよい。逆に、巨大なインゴットに鋳造する場合のように、冷却速度が遅い場合には、中心部の冷却速度が１℃／分以上になるように鋳型を工夫すればよい。

以下、実施例により本発明を更に詳しく説明する。

高周波誘導炉を用いて、表１〜３に示す化学組成を有する鋼１〜５７を溶製し、直径が約２２０ｍｍの１５０〜１８０ｋｇ鋼塊を作製した。

表１中の鋼１〜２３は、化学組成が本発明で規定する範囲内にある鋼（以下、「本発明例の鋼」という。）である。一方、表２中の鋼２４〜４１及び表３中の鋼４２〜５７は、化学組成が本発明で規定する条件から外れた比較例の鋼である。なお、比較例の鋼のうち鋼５５〜５７は従来のＰｂ快削鋼に相当する鋼である。

上記の各鋼のうちで、本発明例の鋼である鋼１〜２３並びに比較例の鋼のうち鋼２９、鋼３０、鋼３４、鋼３６及び鋼５０〜５７は、溶製段階での溶存酸素量及び凝固速度を制御して鋼塊を作製した。つまり、原料鉄が溶け落ちた後、副原料を添加した段階で鉄箔に包んだ状態で市販されているＭｎＯ粉末を溶鋼内に添加し、その後、成分の調整を実施し、１６００℃前後の温度で鋳型に出鋼した。なお、鋼の凝固速度を調節するために砂で囲ったセラミックス製の坩堝に出鋼して凝固速度が適切な速度となるように調整した。

一方、比較例の鋼のうち鋼２４〜２８、鋼３１〜３３、鋼３５及び鋼３７〜４９については、上記の様な特別な手段を講じないで溶製を行った。つまり、副原料添加後にＭｎＯ粉体を装入しないか、或いは、砂で囲ったセラミックス製の坩堝ではなく、通常の鋳型に鋳造した。

上記各鋼の鋼塊の表面部に近いＤｉ／８部（但し、「Ｄｉ」は鋼塊の直径である。）の位置を中心として、鋼塊高さ方向から直径１０ｍｍ、長さ１３０ｍｍの高温引張試験片を採取し、熱間加工性を調査した。すなわち、熱間加工再現試験装置を用いて、大気中で１２５０℃に高周波加熱して５分間保持した後、１０℃／分の速度で９００℃まで冷却し、１０秒保持した後、歪速度を１０秒^−１として９００℃で高温引張試験を行い、熱間加工性を調査した。なお、上記棒状試験片の加熱領域は、長さ方向の中央部約２０ｍｍとし、高温引張試験後は直ちに急冷した。上記において、高温引張試験の温度として９００℃を選定したのは、一般に低炭素快削鋼の場合には、９００℃で高温引張の絞り値が極小点になるからである。

熱間加工性は上記の高温引張試験における絞り（％）で評価した。なお、熱間加工性の目標は、上記高温引張試験で４０％以上の絞り値を有することとした。なお、この場合には、０．４％を超えるような高いＳ量を含有させた鋼であっても、連続鋳造時に内部割れを生じることなく安定して鋳片の製造が可能である。

また、次に述べる方法で各鋼の被削性及び浸炭性を調査した。

すなわち、各鋼の上記直径が約２２０ｍｍの鋼塊の残部を１２００℃まで加熱して２時間以上保持した後、仕上げ温度が１０００℃以上となるように熱間鍛造し、鍛造後に空冷を行って直径４０ｍｍの丸棒を作製した。次いで、上記の各丸棒を９５０℃に加熱して１時間保持した後空冷して焼準を行った。なお、鋼３３は熱間鍛造で割れを生じたため、以下の調査は行わなかった。

次いで、上記の直径４０ｍｍの丸棒の一部をピーリングして直径３１ｍｍの丸棒とし、これに冷間引き抜き加工を施して、直径が２８ｍｍの丸棒に仕上げた。

このようにして得た直径が２８ｍｍの丸棒を供試材として、コーティング処理が施されていないＨＳＳ工具、具体的には、ＳＫＨ４（JIS G 4403(2000)）の旋削用チップを用いて下記の条件で旋削し、被削性を調査した。
・切削速度：１００ｍ／ｍｉｎ、
・送り量：０．０５ｍｍ／ｒｅｖ．、
・切り込み深さ：０．５ｍｍ、
・潤滑：水溶性潤滑油を用いた湿式潤滑。

すなわち、上記条件で１分間連続して旋削した後、触針式の粗さ計を用いて最大高さ粗さＲｚを測定して仕上げ面粗さを評価した。

また、切り屑処理性は上記の１分間に排出された切り屑を採取し、長い切り屑から順に２０個の質量を測定し、その質量にて評価を行った。この質量が小さい値であるほど切り屑処理性は良好であると判断できる。なお、切り屑処理性が悪く、長い切り屑が排出された結果、２０個の切り屑が得られなかったものについては、その個数と質量から２０個当たりの質量に換算した。

更に、工具摩耗は上記と同じ条件で３０分切削した後の先端摩耗量を測定することで評価した。

上記の仕上げ面粗さ、切り屑処理性及び工具摩耗量は、それぞれ、従来のＰｂ快削鋼に相当する鋼５５〜５７が有する各特性のうちで最も劣るものを評価基準とした。すなわち、仕上げ面粗さは、鋼５６のＲｚで７．８μｍを評価の基準値、工具摩耗量は鋼５７の、１７５μｍを評価の基準値とし、また、切り屑処理性は鋼５５の切り屑質量２．７ｇを評価の基準値とした。そして、仕上げ面粗さがＲｚで７．８μｍ以下、工具摩耗量が１７５μｍ以下及び切り屑質量が２．７ｇ以下である場合に、Ｐｂ快削鋼と同等以上の被削性を有するものとした。

更に、焼準した前記直径４０ｍｍの各丸棒の残部から、直径が２４ｍｍで長さが５０ｍｍの円柱状の試験片を採取し浸炭性を調査した。

すなわち、上記の直径が２４ｍｍで長さが５０ｍｍの円柱状の試験片を、９００℃に加熱して浸炭処理した後８５０℃で拡散処理し、その後、８０℃の油中に冷却することによって焼入れ処理を施した。次いで、上記の試験片を１９０℃に加熱して６０分保持した後空冷して焼戻し処理を施した。なお、上記浸炭時の炭素ポテンシャル値は０．８％で処理時間は７５分とした。また、拡散時の炭素ポテンシャル値は０．７％で処理時間は２０分とした。

上記の浸炭焼入れ−焼戻し処理した試験片の端から２５ｍｍの位置、つまり、試験片の長さ方向の中央位置の横断面で、表面から内部へ、試験力を２．９４Ｎとしてビッカース硬さ分布を測定し、ビッカース硬さが５５０となる表面からの位置を「有効硬化層深さ」として、浸炭性を評価した。

なお、浸炭性についても、従来のＰｂ快削鋼に相当する鋼５５〜５７の浸炭性のうちで最も劣るものを評価基準とした。すなわち、鋼５７の有効硬化層深さである０．１５ｍｍを評価の基準値とした。そして、有効硬化層深さが０．１５±０．０５ｍｍ、つまり、０．１０〜０．２０ｍｍの場合に、Ｐｂ快削鋼と同等の浸炭性を有するものとした。

表４及び表５に、上記の各試験結果をまとめて示す。表４及び表５における浸炭性欄の「◎」は有効硬化層深さが０．２０ｍｍを超えてＰｂ快削鋼に勝る浸炭性を有することを、「○」は有効硬化層深さが０．１０〜０．２０ｍｍでＰｂ快削鋼と同等の浸炭性を有することを、そして、「×」は有効硬化層深さが０．１０ｍｍを下回ってＰｂ快削鋼より劣る浸炭性を有することを示す。なお、表５中の鋼３３における「−」は、熱間鍛造できなかったため調査していないことを示す。

表４及び表５から、鋼１〜２３の本発明に係る低炭素硫黄快削鋼は、Ｐｂを含まないにも拘わらず、長い工具寿命、良好な切り屑処理性及び小さい仕上げ面粗さを有するとともに浸炭性にも優れていることが明らかである。更に、その熱間加工性は従来のＰｂ快削鋼よりも優れており、工業的な大量生産を行う場合に何ら問題のないものであることも明らかである。

これに対して、本発明で規定する条件から外れた比較例の鋼は、工具寿命、切り屑処理性、仕上げ面粗さ、浸炭性及び熱間加工性のうち少なくとも一つが劣っている。

なお、前述の冷間引き抜き加工して、直径が２８ｍｍに仕上げた丸棒の各々について、Ｄｆ／４（但し、「Ｄｆ」は丸棒の直径である。）の部位の縦断面方向からミクロ観察用試験片を切り出し、Ｍｎ系硫化物の調査を行った。すなわち、前記の試験片を樹脂に埋め込んで鏡面研磨し、画像解析ソフトが導入された自動画像解析装置を用いて、被検面積５．２ｍｍ^２の視野に存在するＭｎ系硫化物の幅、最短平均粒子間距離及び分布密度を測定した。なお、「最短平均粒子間距離」とは、観察された個々のＭｎ系硫化物の中心座標から最も近い距離にあるＭｎ系硫化物の中心座標間の距離を各々のＭｎ系硫化物について求め、これらを平均化した値である。

その結果、鋼１〜２３の本発明に係る低炭素硫黄快削鋼の場合には、幅が大きく最短平均粒子間距離の小さいＭｎ系硫化物が大きな分布密度で存在していること、具体的には、幅が４μｍ以上で最短平均粒子間距離が５０μｍ以下のＭｎ系硫化物が、８０個／ｍｍ^２以上という大きな分布密度で存在していることが判明した。

以上、実施例によって本発明を具体的に説明したが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。実施例として開示のないものも本発明の要件を満たしさえすれば当然に本発明に含まれる。

本発明の鋼はＰｂ非添加の「地球環境に優しい快削鋼」であるにも拘わらず、１００ｍ／分以下の比較的低速領域でＨＳＳ工具を用いた切削の際に、従来のＰｂ快削鋼及びＰｂ添加複合快削鋼と同等以上の良好な被削性、つまり、長い工具寿命、良好な切り屑処理性及び小さい仕上げ面粗さを有するとともに浸炭性に優れ、しかも、連続鋳造性に優れるため安価に大量生産することができる。したがって、自動車用のブレーキパーツ、パソコン周辺機器部品及び電気機器部品など軟質の小物部品の素材として用いることができる。

Claims (4)

1. 質量％で、Ｃ：０．０５％以上０．２０％未満、Ｓｉ：０．０２％未満、Ｍｎ：０．７〜２．２％、Ｐ：０．００５〜０．２５％、Ｓ：０．４０％を超えて０．６０％以下、Ａｌ：０．００３％未満、Ｏ：０．００９０〜０．０２８０％、Ｎ：０．００３０〜０．０２５０％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、不純物中のＣａ、Ｍｇ、Ｔｉ、Ｚｒ及びＲＥＭが、Ｃａ：０．００１％未満、Ｍｇ：０．００１％未満、Ｔｉ：０．００２％未満、Ｚｒ：０．００２％未満及びＲＥＭ：０．００１％未満であって、かつ、下記(1)式及び(2)式を満たすことを特徴とする低炭素硫黄快削鋼。
   Ｍｎ×Ｏ＞０．０１８・・・(1)
   ２．５＜Ｍｎ／（Ｓ＋Ｏ）＜３．５・・・(2)
   但し、(1)式及び(2)式中の元素記号は、その元素の質量％での鋼中含有量を表す。
2. Ｎの含有量が、質量％で、Ｎ：０．００６０〜０．０２５０％である請求項１に記載の低炭素硫黄快削鋼。
3. Ｆｅの一部に代えて、Ｔｅ：０．０００５〜０．０３％、Ｓｎ：０．００１％以上０．５０％未満及びＳｅ：０．０００５％以上０．３０％未満のうちの１種以上を含有する請求項１又は２に記載の低炭素硫黄快削鋼。
4. Ｆｅの一部に代えて、Ｃｕ：０．０１〜１．０％、Ｎｉ：０．０１〜１．０％、Ｃｒ：０．０１〜１．０％及びＭｏ：０．０１〜０．５％のうちの１種以上を含有する請求項１から３までのいずれかに記載の低炭素硫黄快削鋼。