JPWO2016199843A1

JPWO2016199843A1 - 快削鋼

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Publication number: JPWO2016199843A1
Application number: JP2017523691A
Authority: JP
Inventors: 橋村　雅之; 雅之橋村; 宏二渡里; 孝典岩橋
Original assignee: Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2015-06-10
Filing date: 2016-06-09
Publication date: 2018-04-12
Anticipated expiration: 2036-06-09
Also published as: TW201708572A; TWI609092B; EP3309272A4; EP3309272A1; JP6489215B2; WO2016199843A1

Abstract

被削性(表面粗さ、工具寿命、切り屑処理性)及び発銹特性に優れた快削鋼を提供する。本発明による快削鋼は、質量％で、Ｃ：０．００５〜０．１５０％、Ｓｉ：０．０１０％未満、Ｍｎ：１．０２〜２．００％、Ｐ：０．０１０〜０．２００％、Ｓ：０．３５０〜０．６００％、Ｐｂ：０．０１０〜０．１００％、Ｎ：０．００４〜０．０１５％、Ｏ：０．００８０〜０．０２５０％、Ａｌ：０〜０．００３％、Ｃａ、Ｍｇ及びＺｒからなる群から選択される１種以上：合計で０〜０．０００５％、及び、Ｂ：０〜０．０２００％、を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、式（１）を満たす化学組成を有する。Ｍｎ／Ｓ≧２．９０（１）ここで、式（１）中の元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。

Description

本発明は、快削鋼に関し、さらに詳しくは、切削加工により部品に製造される快削鋼に関する。

小型の油圧部品、ＯＡ機器のシャフト、ヒンジ部の軸等として用いられる部品では表面品質が重要である。これらの部品では通常、形状精度及び表面性状を高めるために、切削加工が実施され、その後、必要に応じて研磨やめっき処理等の表面仕上げ処理が実施される。このような用途の部品（以下、切削部品という）には、表面の品質を確保するために、快削鋼が用いられている。快削鋼のうち、低炭素鋼をベースとした快削鋼は、例えば、日本工業標準調査会、規格番号：ＪＩＳＧ４８０４（２００８年）（非特許文献１）に規定されている。上述の表面品質が求められる切削部品には、ＪＩＳＧ４８０４（２００８年）に規定される快削鋼のうち、ＳＵＭ２４Ｌに代表される、Ｐｂを多量に含有する快削鋼が用いられている。

ＳＵＭ２４ＬのようなＰｂを多量に含有する快削鋼は、鋼材の削られやすさ、すなわち被削性に優れるとされている。特に、被削性の中でも切削面性状（表面粗さ）は、鋼と工具の組み合わせで決まる場合が多く、Ｐｂを多量に含有する鋼材は表面粗さに優れるとされている。

しかしながら、Ｐｂは環境に影響を与えるため、環境負荷物質に指定される可能性が高い。Ｐｂが環境負荷物質に指定された場合、その使用は制限される。この場合、Ｐｂを多量に含有する快削鋼が利用できなくなる可能性がある。

Ｐｂを多量に含有する快削鋼に代わる快削鋼が特開２００４−２７２９７号公報（特許文献１）に提案されている。特許文献１に開示された快削鋼は、Ｐｂ含有量を抑え、Ｐｂに代えてＳを多量に含有し、ＭｎＳ等の介在物の形状を制御する。これにより、従来の鉛快削鋼よりも優れた被削性を確保している。

特開２００４−２７２９７号公報

日本工業標準調査会、規格番号：ＪＩＳＧ４８０４（２００８年）、規格名称：硫黄及び硫黄複合快削鋼鋼材

切削部品の製造では表面粗さ等、切削面の表面性状が重要であり、切削だけで仕上げることができれば、その性能と製造コストの両面で好ましい。切削工程に続いて研磨工程の実施が必要な場合であっても、切削面の表面粗さが大きかったり、疵が残留していたりすれば、研磨工程で仕上げることは困難になる。したがって、切削面の表面粗さを小さく抑えることが求められる。

さらに、1日に１０００個以上等、自動化された製造設備で大量に切削部品を製造する場合、優れた切り屑処理性が求められる。切削に伴って排出される切り屑は小さく分断されて排出される方が好ましい。切り屑が長くつながったままの場合、切削部品に切り屑が絡みつき、切削部品の表面に疵が発生しやすくなる。切り屑が切削部品に絡みついた場合はさらに、絡みついた切り屑を除去するために、製造ラインを一時的に停止する必要がある。この場合、無人での製造が困難になり、監視のための人員配置が必要になる。このように、切り屑処理性は、切削部品の品質及び製造コストの両面に影響する。

電子部品、油圧部品、摺動部品など各種精密機器に用いられる切削部品ではさらに、使用中の錆の発生を抑制するとともに、耐摩耗性を向上させることを目的として、部品の最表面にめっきを施す場合があり、また、部品表面に樹脂との親和性を高めるための処理を施す場合もある。

切削後の部品（切削部品）は、切削後次工程までの間に、バケット内等で長期間待機する場合がある。たとえば、国内で切削加工し、次工程が他国の別工場で処理される場合、切削後、次工程が実施されるまで、数日〜数カ月の期間が経過する場合がある。この場合、切削部品の発銹の抑制が求められる。

本発明の目的は、被削性(表面粗さ、工具寿命、切り屑処理性)及び発銹特性に優れた快削鋼を提供することである。

本実施形態によるによる快削鋼は、質量％で、Ｃ：０．００５〜０．１５０％、Ｓｉ：０．０１０％未満、Ｍｎ：１．０２〜２．００％、Ｐ：０．０１０〜０．２００％、Ｓ：０．３５０〜０．６００％、Ｐｂ：０．０１０〜０．１００％、Ｎ：０．００４〜０．０１５％、Ｏ：０．００８０〜０．０２５０％、Ａｌ：０〜０．００３％、Ｃａ、Ｍｇ及びＺｒからなる群から選択される１種以上：合計で０〜０．０００５％、及び、Ｂ：０〜０．０２００％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、式（１）を満たす化学組成を有する。
Ｍｎ／Ｓ≧２．９０（１）
ここで、式（１）中の元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。

本発明による快削鋼は、被削性(表面粗さ、工具寿命、切り屑処理性)及び発銹特性に優れる。

図１Ａは、ＥＰＭＡ分析により得られた、観察面中のＳ分布を示す模式図である。図１Ｂは、ＥＰＭＡ分析により得られた、図１Ａと同じ観察面中のＰｂ分布を示す模式図である。図１Ｃは、図１Ａ及び図１Ｂを合成した画像の模式図である。図２は、隣り合う介在物を１つの介在物とみなすか否かの判断基準を説明するための模式図である。図３は、鋳造された素材の横断面図である。図４は、切削試験を説明するための切削試験機の模式図である。図５Ａは、切り屑の斜視図である。図５Ｂは、切り屑の平面写真図である。

本発明者らは、快削鋼の被削性及び発銹特性に調査、検討し、次の知見を得た。

鋼中のＭｎ及びＰｂは、ＭｎＳ介在物、Ｐｂ介在物、及びＭｎＳ介在物とＰｂとを含有する複合介在物を形成する。本明細書において、ＭｎＳ介在物は、Ｍｎ及びＳを含有し、残部は不純物からなる介在物を意味する。Ｐｂ介在物は、Ｐｂ及び不純物からなる介在物を意味する。複合介在物は、ＭｎＳ及びＰｂを含有し、残部は不純物からなる介在物を意味する。ＭｎＳとＰｂとが互いに隣接して複合介在物を形成する場合もあるし、ＭｎＳ中にＰｂが固溶して複合介在物を形成する場合もある。以降の説明では、ＭｎＳ介在物、Ｐｂ介在物及び複合介在物の総称を「特定介在物」と称する。

ＭｎＳ介在物は従来より、被削性を高める介在物として知られている。一方、Ｐｂ介在物の融点はＭｎＳ介在物の融点よりも低い。そのため、Ｐｂ介在物は切削時に潤滑作用を発揮し、その結果、被削性が高まる。

さらに、複合介在物は、ＭｎＳ介在物、及び、Ｐｂ介在物単体よりも被削性を高めると考えられる。複合介在物周辺で亀裂が発生した場合、開口したクラックに液状化したＰｂが侵入する。これにより、クラックの進展が促進され、被削性が高まる。したがって、複合介在物を含む特定介在物が生成すれば、被削性が高まる。

Ｐｂは固相よりも液相の方が動きやすい。したがって、複合介在物は、凝固後に析出するＭｎＳからは生成できず、溶鋼中で晶出したＭｎＳにＰｂが付着することで生成する。したがって、複合介在物を多数生成するためには、晶出によりＭｎＳを生成できる方が好ましい。

一方で、これらの特定介在物は、銹の起点となる。銹の発生は、特定介在物のサイズに依存せず、特定介在物の個数に依存する。上述のとおり、ＭｎＳ介在物は溶鋼中で晶出する場合と、凝固後に析出する場合とがある。晶出によるＭｎＳ介在物のサイズは、析出によるＭｎＳ介在物よりも大きい。そのため、析出によりＭｎＳ介在物が生成した場合、ＭｎＳ介在物の個数は、晶出によりＭｎＳ介在物が生成した場合よりも顕著に多くなる。したがって、被削性を得つつ、銹の起点を減らすには、なるべく晶出によりＭｎＳ介在物を生成するのが好ましい。

晶出によりＭｎＳ介在物を多く生成するためには、鋼中のＳ含有量に対して十分なＭｎ含有量が必要である。具体的には、Ｍｎ含有量及びＳ含有量は次の式（１）を満たす。
Ｍｎ／Ｓ≧２．９０（１）
ここで、式（１）中の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。

Ｆ１＝Ｍｎ／Ｓと定義する。Ｓ含有量に対するＭｎ含有量が少なければ、溶鋼においてＭｎＳが晶出しにくい。Ｆ１が２．９０以上であれば、Ｓ含有量に対してＭｎ含有量が十分に大きい。この場合、液相中でＭｎＳが晶出しやすい。そのため、被削性を得るための十分な量の複合介在物が生成し、複合介在物を含む十分な量の特定介在物が得られる。その結果、優れた被削性が得られる。さらに、微細なＭｎＳ介在物の個数が過剰に多くなるのを抑制できるため、銹発生の起点を抑制できる。その結果、発銹特性を高めることができる。

以上の知見に基づいて完成した本発明による快削鋼は、質量％で、Ｃ：０．００５〜０．１５０％、Ｓｉ：０．０１０％未満、Ｍｎ：１．０２〜２．００％、Ｐ：０．０１０〜０．２００％、Ｓ：０．３５０〜０．６００％、Ｐｂ：０．０１０〜０．１００％、Ｎ：０．００４〜０．０１５％、Ｏ：０．００８０〜０．０２５０％、Ａｌ：０〜０．００３％、Ｃａ、Ｍｇ及びＺｒからなる群から選択される１種以上：合計で０〜０．０００５％、及び、Ｂ：０〜０．０２００％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、式（１）を満たす化学組成を有する。
Ｍｎ／Ｓ≧２．９０（１）
ここで、式（１）中の元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。

上記快削鋼の化学組成は、Ａｌ：０．００１〜０．００３％を含有してもよい。上記快削鋼の化学組成は、Ｃａ、Ｍｇ及びＺｒからなる群から選択される１種以上を総含有量で０．０００１〜０．０００５％含有してもよい。上記快削鋼の化学組成は、Ｂ：０．０００５〜０．０２００％含有してもよい。

好ましくは、上記快削鋼ではさらに、特定介在物の総個数に対するＰｂ介在物の個数の比率が１７％以下である。

この場合、発銹特性がさらに高まる。

以下、本発明による快削鋼について詳細に説明する。本発明による快削鋼の化学組成は、次の元素を含有する。元素に関する％は、特に断らない限り、質量％を意味する。

［化学組成］
本実施形態の機械構造用鋼の化学組成は、次の元素を含有する。

Ｃ：０．００５〜０．１５０％
炭素（Ｃ）は、鋼の基本強度を高める。切削部品に製造される快削鋼は通常、伸線等の加工が実施された後、切削される。Ｃ含有量が０．００５％以上であれば、快削鋼の強度が、伸線後に切削の工具寿命や表面粗さに適した強度になる。Ｃ含有量が０．００５％未満であれば、鋼が軟質になり、伸線や切削が困難になる。特に、切削にむしれが生じやすくなる。一方、Ｃ含有量が０．１５０％を超えれば、鋼が硬化して冷間加工性が低下し、さらに、伸線後の切削において工具摩耗が激しくなる。したがって、Ｃ含有量は０．００５〜０．１５０％である。Ｃ含有量の好ましい下限は０．０６％である。Ｃ含有量の好ましい上限は０．１２０％である。Ｃ含有量が０．０６〜０．１２０％であれば、圧延疵の発生率が低下する。

Ｓｉ：０．０１０％未満
珪素（Ｓｉ）は、通常、鋼を脱酸する。しかしながら、本発明において、ＭｎＳの形状を制御するために、鋼中に酸素（Ｏ）をある程度残留させる必要がある。Ｓｉ含有量が高すぎれば、鋼中のＯ濃度が低くなりすぎる。Ｓｉ含有量が高すぎればさらに、ＳｉＯ₂等の硬質酸化物が鋼中に残留して被削性を低下する。さらに、硬質酸化物の生成により、ＭｎＳ中の酸素量がかえって低減する。この場合、ＭｎＳが圧延及び伸線で延伸し、アスペクト比の大きなＭｎＳが生成する。アスペクト比の大きなＭｎＳは、表面粗さ（表面性状）を低下する。したがって、Ｓｉ含有量は０．０１０％未満である。

Ｍｎ：１．０２〜２．００％
マンガン（Ｍｎ）は、鋼を脱酸するが、ＳｉやＡｌのような他の脱酸元素に比べてその脱酸力は弱いため、多量の含有が許容される。Ｍｎはさらに、鋼の強度を高める。Ｍｎはさらに、鋼中でＳと結合してＭｎＳを形成し、被削性を高める。Ｓを多量に含有する快削鋼では、Ｍｎも多量に含有しなければ、ＭｎＳが晶出しない。

本発明では製鋼工程で鋼中にＭｎＳを晶出させるため、Ｓ含有量に対して十分なＭｎを含有する。Ｍｎ含有量が１．０２％未満の場合、Ｓ含有量に対してＭｎ含有量が十分ではないため、ＭｎＳの晶出が遅れる。この場合、凝固後に析出するＭｎＳが増加する。ＭｎＳは、晶出させる場合の方が、析出させる場合よりも、Ｐｂとの複合化率が高く、被削性を高める。したがって、Ｍｎ含有量が１．０２％未満の場合、被削性が低下する。一方、Ｍｎ含有量が２．００％を超えれば、鋼の焼入れ性が高くなりすぎ、かつ、鋼が脆化する。そのため、圧延又は伸線により、表面疵が発生しやすくなる。したがって、Ｍｎ含有量は１．０２〜２．００％である。Ｍｎ含有量の好ましい下限は１．１０％であり、さらに好ましくは１．３０％である。

Ｐ：０．０１０〜０．２００％
燐（Ｐ）は鋼を脆化させ、被削性を高める。本発明では強度を高めるＣ含有量が低いため、Ｐはさらに、Ｍｎとともに鋼の強度を高める。Ｐ含有量が０．０１０％未満であれば、被削性が低く、表面粗さに劣る。さらに、鋼の強度が不十分になる。一方、Ｐ含有量が０．２００％を超えれば、鋼の熱間延性が低下し、圧延疵が発生しやすくなり、製造安定性を損なう。したがって、Ｐ含有量は０．０１０〜０．２００％である。Ｐ含有量の好ましい下限は０．０５０％である。Ｐ含有量の好ましい上限は０．１００％である。

Ｓ：０．３５０〜０．６００％
硫黄（Ｓ）は、鋼中でＭｎＳを形成し、被削性を向上させる。Ｓ含有量が０．３５０％未満であれば、十分な被削性が得られない。一方、Ｓ含有量が０．６００％を超えれば、粒界偏析によって粒界脆化が発生しやすくなる。したがって、Ｓ含有量は０．３５０〜０．６００％である。Ｓ含有量の好ましい下限は０．４００％である。Ｓ含有量の好ましい上限は０．５５０％である。被削性を優先させる場合、Ｓ含有量の好ましい範囲は０．４５０〜０．５００％である。製造性を優先させる場合、Ｓ含有量の好ましい範囲は０．４００〜０．４５０％である。

Ｐｂ：０．０１０〜０．１００％
鉛（Ｐｂ）は鋼の被削性を高める。Ｐｂ含有量が０．０１０％未満であれば、被削性が不十分である。一方、Ｐｂ含有量が．０．１００％を超えれば、鋼が脆化して製造性が低下し、圧延疵が発生しやすくなる。Ｐｂ含有量が０．１００％を超えればさらに、単独で存在するＰｂ介在物（鉛粒）が多く発生し、発銹特性が低下する。したがって、Ｐｂ含有量は０．０１０〜０．１００％である。Ｐｂ含有量の好ましい下限は０．０２０％である。Ｐｂ含有量の好ましい上限は０．０４０％である。Ｐｂ含有量が０．０２０〜０．０４０％であれば、銹特性の低下が抑制され、さらに、ＰｂがＭｎＳと複合化することで被削性がさらに高まる。

Ｎ：０．００４〜０．０１５％
窒素（Ｎ）は鋼の強度を高め、切削において切削抵抗を増加させるものの、表面粗さを向上する。Ｎ含有量が０．００４％以上であれば、上記効果が得られる。なお、Ｎ含有量を０．００４％未満にする場合、製造コストが高くなりすぎ、工業的な製造が困難になる。一方、Ｎ含有量が０．０１５％を超えれば、鋼材が脆化して、圧延時及び伸線時に表面疵が発生しやすくなる。したがって、Ｎ含有量は０．００４〜０．０１５％である。被削性を優先させる場合のＮ含有量の好ましい下限は０．００７％であり、製造性を優先させる場合のＮ含有量の好ましい上限は０．０１２％である。なお、ここでいうＮ含有量とは、全Ｎ（Ｔ−Ｎ）の含有量を意味する。

後述のＢを含有する場合、ＮはＢと結合してＢＮを形成し、鋼の被削性がさらに高まる。その場合、Ｎ含有量はＢ含有量と同等にするのが好ましい。

Ｏ：０．００８０〜０．０２５０％
酸素（Ｏ）は、酸化物を生成する。Ｏはさらに、硫化物にも含有され、硫化物の形態を制御する。具体的には、ＯはＭｎＳ中に含有され、圧延時及び延伸時にＭｎＳが延伸するのを抑制する。Ｏ含有量が０．００８０％未満であれば、ＭｎＳ中の酸素含有量が低くなるため、圧延時及び伸線時にＭｎＳが延伸してそのアスペクト比が大きくなる。一方、Ｏ含有量が０．０２５０％を超えれば、鋳造組織に欠陥が生じやすい。さらに、酸化物が多量に生成し、鋼の被削性が低下する。酸化物の多量の生成はさらに、製造ラインの耐火物の溶損を促進し、製造安定性を低下する。したがって、Ｏ含有量は０．００８０〜０．０２５０％である。Ｏ含有量の好ましい下限は０．０１２０％であり、さらに好ましくは０．０１５０％である。Ｏ含有量の好ましい上限は０．０２００％であり、さらに好ましくは０．０１８０％である。なお、ここでいうＯ含有量とは、全Ｏ（Ｔ−Ｏ）の含有量を意味する。

本発明による快削鋼の化学組成の残部は、Ｆｅおよび不純物からなる。ここで、不純物とは、鋼材を工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップ、または製造環境などから混入されるものを意味する。

［任意元素について］
本発明による快削鋼の化学組成はさらに、Ａｌを含有してもよい。

Ａｌ：０〜０．００３％
アルミニウム（Ａｌ）は任意元素である。Ａｌは鋼の脱酸元素である。しかしながら、本発明では、ＭｎＳの形状を制御するために鋼中に酸素をある程度残留させておく必要がある。Ａｌ含有量が０．００３％を超えれば、ＭｎＳ中の酸素量が低くなりすぎ、圧延及び伸線によりＭｎＳが延伸してアスペクト比が大きくなり、表面粗さを低下する。Ａｌ含有量が０．００３％を超えればさらに、アルミナ系の介在物（硬質酸化物）が鋼中に残留して、鋼の被削性を低下する。したがって、Ａｌ含有量は０〜０．００３％である。Ａｌ含有量の好ましい下限は０．００１％である。ここでいうＡｌ含有量とは、全Ａｌ（ｔ−Ａｌ）の含有量を意味する。

本発明による快削鋼の化学組成はさらに、Ｃａ、Ｍｇ及びＺｒからなる群から選択される１種以上を含有してもよい。これらの元素は任意元素である。

Ｃａ、Ｍｇ及びＺｒからなる群から選択される１種以上：合計で０〜０．０００５％
カルシウム（Ｃａ）マグネシウム（Ｍｇ）及びジルコニウム（Ｚｒ）はいずれも、介在物及び析出物の形態を制御して、鋼の加工性を高める。以下、各元素について説明する。

Ｃａは、ＣａＳ、及びＭｎＳとの複合硫化物（Ｍｎ，Ｃａ）Ｓを生成し、圧延時及び伸線時のＭｎＳの延伸を抑制する。これにより、鋼の加工性及び被削性が高まる。しかしながら、Ｃａ含有量が０．０００５％を超えれば、ＭｎＳ中の酸素含有量が低下して、圧延及び伸線により、アスペクト比の大きなＭｎＳが形成される。したがって、Ｃａ含有量の上限は０．０００５％であり、さらに好ましくは０．０００３％である。Ｃａ含有量の好ましい下限は０．０００１％である。

マグネシウム（Ｍｇ）は、ＭｇＳ、及びＭｎＳとの複合硫化物（Ｍｎ，Ｍｇ）Ｓを生成し、ＭｎＳの延伸を抑制する。これにより、鋼の加工性及び被削性が高まる。Ｍｇはさらに、微細なＭｇ酸化物を生成して、ＭｎＳ等の硫化物の生成核となる。これにより、大型のＭｎＳ系介在物の個数を増加させることができる。一方、Ｍｇ含有量が０．０００５％を超えれば、ＭｎＳ中の酸素含有量が低下して、ＭｎＳが延伸しやすくなる。さらに、溶鋼中に多量の酸化物が生成して、耐火物に付着したり、ノズルに付着してノズル詰まりを引き起こす。したがって、Ｍｇ含有量の上限は０．０００５％である。Ｍｇ含有量の好ましい下限は０．０００１％である。

ジルコニウム（Ｚｒ）は、酸化物、硫化物及び窒化物を生成して、介在物及び析出物の形態を制御する。介在物の形態を制御して鋼の加工性及び被削性を高めるためのＺｒ含有量の好ましい下限は０．０００２％である。一方、Ｚｒ含有量が高すぎれば、ＭｎＳ中の酸素含有量が低下して、ＭｎＳが延伸しやすくなる。さらに、多量の硬質酸化物が生成して、被削性が低下する。したがって、Ｚｒ含有量の上限は０．０００５％であり、さらに好ましくは０．０００３％である。Ｚｒ含有量の好ましい下限は０．０００１％である。

本発明では、上述のＣａ、Ｍｇ及びＺｒからなる群から選択される１種以上が、合計で０〜０．０００５％である。この場合、上述のとおり、析出物及び介在物の形態を制御して鋼の加工性を高める。好ましくは、Ｃａ、Ｍｇ及びＺｒからなる群から選択される２種以上を含有する。この場合、球状の硫化物を多数分散させることができ、鋼の加工性がさらに高まる。これらの元素の総含有量のさらに好ましい上限は０．０００３％である。これらの元素の総含有量の好ましい下限は０．０００１％である。

本実施形態の快削鋼はさらに、Ｂを含有してもよい。Ｂは任意元素である。

Ｂ：０〜０．０２００%
ボロン（Ｂ）はＮと結合してＢＮを形成し、鋼の被削性を高める。ＢＮが粒界に存在する場合、粒界を脆化させることにより被削性が高まる。ＢＮがＭｎＳ周辺に存在する場合、硫化物の変形を抑制することによりＭｎＳの応力集中による脆化効果が促進され、鋼の被削性が高まる。しかしながら、Ｂ含有量が０．０２００％を超えれば、Ｂ酸化物が生成して鋼の被削性がかえって低下したり、Ｂ酸化物が耐火物と反応して溶損を促進したりする。したがって、Ｂ含有量は０〜０．０２００％である。被削性をさらに有効に高めるためのＢ含有量の好ましい下限は０．０００５％であり、さらに好ましくは０．０００８％である。Ｂ含有量の好ましい上限は０．０１５０％である。ＢＮの生成量を多くして鋼の被削性をさらに高めるためには、０．７≦Ｂ／Ｎ≦１．８とするのが好ましい。

［式（１）について］
上述の快削鋼の化学組成はさらに、式（１）を満たす。
Ｍｎ／Ｓ≧２．９０（１）
ここで、式（１）中の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。

Ｆ１＝Ｍｎ／Ｓと定義する。Ｓ含有量に対するＭｎ含有量が少なければ、溶鋼においてＭｎＳが晶出しにくい。その結果、凝固後の固溶Ｓが粒界に残留しやすく、熱間延性を劣化させる場合が多い。この場合、凝固後にＭｎＳが析出する。析出したＭｎＳは、晶出したＭｎＳと比較して非常に微細である。さらに、析出したＭｎＳの個数は、晶出したＭｎＳの個数と比較して極めて多い。ＭｎＳは銹の発生の起点となり得る。したがって、ＭｎＳの個数が多い程、発銹特性は低下する。さらに、Ｐｂは液相中で晶出したＭｎＳには付着しやすいが、固相中で析出したＭｎＳには付着しにくい。したがって、複合介在物が生成しにくい。

Ｆ１が２．９０以上であれば、Ｓ含有量に対してＭｎ含有量が十分に大きい。この場合、液相中でＭｎＳが晶出しやすい。そのため、被削性を得るための十分な量の特定介在物が得られ、優れた被削性が得られる。さらに、微細なＭｎＳの数密度が過剰に多くなるのを抑制でき、銹発生の起点を抑制できる。その結果、発銹特性を高めることができる。Ｆ１の好ましい下限は３．００であり、さらに好ましくは３．３０である。Ｆ１が高いほど、凝固初期から液相中にＭｎＳを晶出でき、その結果、ＭｎＳとＰｂとの複合介在物を生成しやすい。

［粗大特定介在物の個数ＴＮ］
好ましくは、本実施形態の快削鋼はさらに、ＭｎＳ介在物、Ｐｂ介在物及び複合介在物のいずれかであって、円相当径が１０μｍ以上である特定介在物の総個数が２００〜１００００個／ｍｍ^２以上である。この場合、発銹特性がさらに高まる。以下、円相当径が１０μｍ以上である特定介在物を「粗大特定介在物」と称する。

ここで、Ｐｂ介在物とは、単独のＰｂ粒を意味する。複合介在物は、ＭｎＳとＰｂとを含有する。

粗大特定介在物は、被削性を高める。特に、円相当径が１０μｍ以上のＭｎＳ介在物、及び、ＭｎＳとＰｂとの複合介在物は、切り屑処理性を高める。複合介在物の場合、発生した亀裂内部に、切削熱で軟化したＰｂが侵入して亀裂の進展を促進するため、特に切り屑処理性を高める。

［粗大特定介在物の個数に対するＰｂ介在物の個数の比（Ｐｂ比）ＲＡ］
さらに好ましくは、粗大特定介在物のうち、粗大特定介在物の総個数に対するＰｂ介在物の個数の比（以下、Ｐｂ比という）ＲＡは１７％以下である。Ｐｂ比ＲＡが高ければ、Ｐｂ介在物の個数が多くなる。上述のとおり、Ｐｂ介在物は発銹特性を低下する。したがって、粗大特定介在物中に占めるＰｂ介在物の割合は低い方が好ましい。Ｐｂ比ＲＡが１７％以下であれば、Ｐｂ介在物の個数が十分に少ない。そのため、発銹特性がさらに高まる。Ｐｂ比ＲＡの好ましい上限は１３％である。

［粗大特定介在物の個数ＴＮ及びＰｂ比ＲＡの測定方法］
個数ＴＮ及びＰｂ比ＲＡは次の方法で測定する。快削鋼からサンプルを採取する。たとえば、快削鋼が棒鋼又は線材である場合、横断面（軸方向に垂直な面）のうち、表面と中心軸とを結ぶ半径Ｒの中央部（以下、Ｒ／２部という）からサンプルを採取する。Ｒ／２部のサンプルの横断面（表面）に対して、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて１０００倍の倍率でランダムに２０視野観察する。各視野（観察面という）において、特定介在物（ＭｎＳ介在物、Ｐｂ介在物、複合介在物）を特定する。特定介在物と他の介在物とは、コントラストで区別可能である。さらに、特定介在物のうち、ＭｎＳ介在物、Ｐｂ介在物及び複合介在物はそれぞれ次の方法で特定する。

各観察面において、波長分散型Ｘ線解析装置（ＥＰＭＡ）により、観察面中のＳ分布及びＰｂ分布の画像を得る。図１Ａは、ＥＰＭＡ分析により得られた、観察面中のＳ分布を示す模式図であり、図１Ｂは、ＥＰＭＡ分析により得られた、図１Ａと同じ観察面中のＰｂ分布を示す模式図である。

図１Ａ中の符号１０がＳが存在する領域である。ＳはほぼＭｎＳとして存在するため、図１Ａ中の符号１０にはＭｎＳが存在するとみなすことができる。図１Ｂ中の符号２０は、Ｐｂが存在する領域である。

図１Ｂに示すとおり、Ｐｂは符号２０Ａに示すとおり、圧延等により分断され、圧延方向に配列される場合がある。Ｓについても同様である。図２に示すとおり、ＥＰＭＡ分析で得られた画像において、隣り合う介在物ＩＮがいずれも５μｍ以上の円相当径を有する場合、隣り合う介在物ＩＮの間隔Ｄが１０μｍ以内であれば、これらの介在物ＩＮは１つの介在物とみなす。なお、特定された介在物の面積を求め、その面積と同一の面積の円の直径を、円相当径（μｍ）と定義する。１つの介在物と定義された介在物群において、円相当径は、介在物群の総面積と同一の円の直径とする。

図１Ｃは、図１Ａに図１Ｂを合成した画像である。図１Ｃを参照して、ＭｎＳ介在物１０にＰｂ介在物２０が重複する場合、その介在物は複合介在物３０であると認定する。一方、図１Ｃを参照して、ＭｎＳ介在物１０とＰｂ介在物２０とが重複しない場合、（図１Ｃ中の領域Ａ１、領域Ａ２等）、それらの介在物はＭｎＳ介在物、Ｐｂ介在物であると特定する。

以上の方法により、走査型顕微鏡及びＥＰＭＡを用いて、ＭｎＳ系介在物、Ｐｂ介在物、複合介在物を特定する。特定された各介在物の面積を求め、同じ面積の円の直径を、各介在物の円相当径（μｍ）と定義する。

各特定介在物のうち、円相当径が１０μｍ以上の粗大特定介在物を特定する。特定された粗大特定介在物の総個数（２０視野での個数）を求め、１ｍｍ^２当たりの個数ＴＮ（個／ｍｍ^２）に換算する。以上の方法により、個数ＴＮを求める。さらに、特定された粗大特定介在物のうち、円相当径が１０μｍ以上のＰｂ介在物の個数ＭＮ（個／ｍｍ^２）を求め、次の式（Ａ）に基づいて、Ｐｂ比ＲＡ（％）を求める。
ＲＡ＝ＭＮ／ＴＮ×１００（Ａ）

［製造方法］
本発明の快削鋼は、周知の製造方法で製造可能である。本発明の快削鋼の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）。そして、鋳片又はインゴットを１又は複数回熱間加工して快削鋼材を製造する（熱間加工工程）。鋳造工程及び熱間加工工程は周知の方法で実施すれば足りる。以下、それぞれの工程について説明する。

［鋳造工程］
初めに、溶鋼を転炉、電炉等の周知の方法で溶製する。そして、製造された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。

鋳造時の凝固冷却速度ＲＣは周知の速度で足り、特に限定されない。凝固冷却速度ＲＣは、たとえば、１５０℃／分以下である。ＭｎＳとＰｂとの複合介在物をさらに多く生成するためには、液相中にＭｎＳを晶出させ、かつ、液相中に存在するＰｂをＭｎＳに付着させる時間が長い方が好ましい。したがって、凝固冷却速度ＲＣは遅い方が好ましい。

好ましい凝固冷却速度ＲＣは５０℃／分以下である。この場合、溶鋼においてＭｎＳ介在物が十分に晶出及び成長する。そのため、粗大特定介在物が生成しやすく、Ｐｂ比ＲＡが１７％以下となる。

さらに好ましい凝固冷却速度ＲＣは２０℃／分以下である。この場合、液相中で粗大なＭｎＳが晶出及び成長しやすい。さらに、凝固するまでの時間が長いため、Ｐｂが溶鋼中を移動して粗大なＭｎＳに付着するための十分な時間を確保できる。そのため、ＭｎＳ及びＰｂを含有する複合介在物が生成しやすくなり、Ｐｂ比ＲＡが１３％以下になる。

凝固冷却速度は、鋳造された素材から求めることができる。図３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、鋳造工程における凝固冷却速度ＲＣ（℃／ｍｉｎ）と定義する。凝固冷却速度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（３）に基づいて冷却速度ＲＣ（℃／ｍｉｎ）を求める。
ＲＣ＝（λ２／７７０）^{−（１／０．４１）} （３）

２次デンドライトアーム間隔λ２は凝固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凝固冷却速度ＲＣを求めることができる。

［熱間加工工程］
熱間加工工程では通常、１又は複数回の熱間加工が実施される。各熱間加工を実施する前に、素材を加熱する。その後、素材に対して熱間加工を実施する。熱間加工はたとえば、分塊圧延又は熱間鍛造である。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。続いて、必要に応じて、２回目の熱間加工を実施して、鋼材を製造する。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。以上の製造工程により、快削鋼が製造される。

以上の説明のとおり、本発明の快削鋼は、被削性向上(表面粗さ、工具寿命、切り屑処理性)及び発銹特性に優れる。そのため、本発明の快削鋼を用いれば、複数工程を経て製造される複雑形状部品や精密部品を、高精度かつ低不良率で製造できる。したがって、本発明の快削鋼を用いれば、部品の製造工程において、自動化、無人化を実施しやすく、製造された切削部品を長期間保管しても錆が発生しにくい。

表１に示す化学組成を有する溶鋼を製造した。

溶鋼を鋳造して鋳片を製造した。鋳造時の凝固冷却速度ＲＣは表１に記載のとおりであった。製造された鋳片に対して熱間加工を実施して、直径が１０ｍｍの棒鋼を製造した。凝固冷却速度ＲＣは、インゴットの２次デンドライトアーム間隔を測定して、上述の式（３）により求めた。棒鋼に対して伸線及び矯直を実施して、直径が８ｍｍの棒鋼を製造した。

［評価試験］
［Ｐｂ比ＲＡ］
各試験番号の棒鋼のＲ／２部から、組織観察用の試験片を採取した。試験片の表面のうち、棒鋼の長手方向（つまり、圧延方向又は延伸方向）と平行な断面を観察面と定義した。上述の方法に基づいて、Ｐｂ比ＲＡ（％）を求めた。

［被削性］
被削性は、表面粗さ、通常ドリルによる工具寿命特性、及び切り屑処理性を評価した。いずれかの評価において「×」であったものを「被削性が低い」とし、それ以外を「被削性良好」と判断した。

［切削試験］
直径８ｍｍの棒鋼を所定の長さで切断し、切削試験片とした。試験片に対して、図２に示す外周旋削を実施した。具体的には、工具１０として、Ｋ１０種超硬工具を用いた。工具１０のノーズＲは０．４であり、すくい角は５°であった。切削速度Ｖ１：８０ｍ／分、送り速度Ｖ２：０．０５ｍｍ／ｒｅｖ、切込み量Ｄ１：１ｍｍ、切削幅Ｌ１：１試験片あたり１０ｍｍ、として、外周旋削を実施した。なお、旋削時に不溶性切削油を使用した。１０００個の試験片に対して上記条件の旋削試験を実施した。

[表面粗さ評価]
上記の切削試験において、１０００個目の試験片の旋削が完了した後、その試験片の表面粗さを測定した。表面粗さは、ＪＩＳＢ０６０１（２００１）に規定された十点表面粗さ（Ｒｚ）で求めた。測定結果を表１の「表面粗さ」欄に示す。表１中で、「◎」は、表面粗さが１０μｍＲｚＪＩＳ以下であることを意味する。「○」は、表面粗さが１０超〜１５μｍＲｚＪＩＳであることを意味する。「△」は、表面粗さが１５超〜２０μｍＲｚＪＩＳであることを意味する。「×」は、表面粗さが２０μｍＲｚＪＩＳを超えたことを意味する。表面粗さが２０μｍＲｚＪＩＳ以下の場合、優れた表面粗さが得られたと評価した。なお、表中の「○〜◎」は、複数の測定で◎及び○の評価が得られたことを意味する。

[工具寿命評価]
１０００個目の試験片の旋削が完了した後の工具１０について、前逃げ面の工具摩耗量（ｍｍ）を測定した。測定結果を表１の「工具摩耗」欄に示す。表１中で「◎」は、工具摩耗量が１５０μｍ以下であることを意味する。「○」は、工具摩耗量が１５０超〜２００μｍであることを意味する。「×」は、工具摩耗量が２００μｍを超えたことを意味する。工具摩耗量が２００μｍ以下の場合、工具寿命に優れると評価した。

［切り屑処理性評価］
１０００個目の試験片の旋削では、図３Ａ及び図３Ｂに示す切り屑２０が得られた。そこで、切り屑２０の長さＬ２０と、直径Ｄ２０とを測定した。測定結果に基づいて、表２に示すように分類した。

表２を参照して、切り屑処理性は次のとおり評価した。「◎」は、切り屑が直径３０ｍｍ以下のコイル形状であり、切り屑長さが２０ｍｍ以下であったことを意味する。「○」は、切り屑が直径３０ｍｍ以下のコイル形状であり、切り屑長さが２０ｍｍ超であった、又は、切り屑が直径３０ｍｍ以下のコイル形状ではなく、切り屑長さが２０ｍｍ以下であったことを意味する。「△」は、切り屑が直径３０ｍｍ以下のコイル形状ではなく、切り屑長さが２０ｍｍ超〜５０ｍｍ未満であったことを意味する。「×」は、切り屑が直径３０ｍｍ以下のコイル形状ではなく、切り屑長さが５０ｍｍ以上であったことを意味する。切り屑の測定結果が「◎」、「○」又は「△」である場合、切り屑処理性に優れると評価した。

［発銹特性（耐食性）評価試験］
直径８ｍｍの棒鋼を所定の長さに切断した試験片を作製した。試験片に対して、上述の切削試験と同様の条件で旋削加工を行った。切削面に水道水を噴霧しながら、湿度７０％、２０℃の雰囲気内に２４時間試験片を保管した。保管後、試験片の切削面を観察し、錆点の個数を測定した。測定結果を表１の「発銹特性」欄に示す。「◎」は、銹点が１０点未満であったことを示す。「○」は、銹点が１１〜１５点であったことを示す。「△」は錆点が１６〜１９点であったことを示す。「×」は銹点が２０点以上であったことを示す。

［熱間加工時の表面疵評価試験］
上述の直径が１０ｍｍの棒鋼から、直径１０ｍｍ、長さ１００ｍｍの丸棒試験片を作製した。試験片の両端にねじ加工を施し、試験片を引張試験の治具に取り付けた後、通電加熱による熱間引張試験を実施した。具体的には、通電加熱により試験片を１１００℃に加熱し、３分間保持した。その後、放冷により９００℃まで冷却した。試験片の温度が９００℃となった時点で引張試験を実施し、破断時の延性（絞り値）を評価した。各試験番号において、３本の試験片で上記引張試験を実施し、得られた絞り値の平均を求めた。結果を表１の「表面疵」欄に示す。「◎」は、絞り値の平均が６０％以上であったことを意味する。「○」は、絞り値の平均が５０〜６０％未満であったことを意味する。「△」は、絞り値の平均が４０〜５０％未満であったことを意味する。「×」は、絞り値の平均が４０％未満であったことを意味する。絞り値の平均が４０％以上であった場合、熱間加工時の延性に優れ、表面疵の発生が抑制されると評価した。

［試験結果］
表１を参照して、試験番号１〜３４、及び４６〜４８はいずれも、化学組成が本発明の範囲内であり、式（１）を満たした。そのため、切削精度（表面粗さ）、工具寿命、切り屑処理性はいずれも優れており、被削性に優れた。さらに、発銹特性及び延性にも優れた。なお、試験番号１〜３４、及び４６では、Ｐｂ介在物の個数比率ＲＡが１７％以下であった。

試験番号１〜３４のうち、特に、試験番号１〜５、１０、１２、１７〜１９、及び２１〜３４は、化学組成が好ましい範囲であった。そのため、これらの試験番号では、試験番号６〜９、１１、１３〜１６、及び２０と比較して、発銹特性がさらに優れた。

試験番号１〜３４のうち、特に、試験番号２４〜３４は、任意元素（Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ及びＢ）を含有した。そのため、これらの試験番号では、試験番号１〜２３と比較して、切削精度（表面粗さ）が優れた。

試験番号１〜３４、及び４６〜４８のうち、特に、試験番号１〜３４、及び４６では、冷却速度が５０℃／分以下であった。そのため、Ｐｂ比ＲＡが１７％以下となった。その結果、試験番号４７及び４８と比較して、発銹特性がさらに優れた。

試験番号１〜３４、及び４６〜４８のうち、特に、試験番号１〜３４では、冷却速度が２０℃／分以下であった。そのため、Ｐｂ比ＲＡが１３％以下であった。その結果、試験番号４６〜４８と比較して、発銹特性がさらに優れた。

一方、試験番号３５及び３６では、Ｓ含有量が本発明の規定の下限未満であった。そのため、切削精度及び工具寿命が低く、被削性が低かった。ＭｎＳ介在物の生成が少なかったためと考えられる。

試験番号３７及び３８では、Ｐｂ含有量が本発明の規定の上限を超えた。そのため、発銹特性が低く、延性も低かった。Ｐｂ介在物が多かったためと考えられる。

試験番号３９及び４０では、式（１）を満たさなかった。そのため、発銹特性が低く、延性も低かった。ＭｎＳとＰｂとの複合介在物が少なく、Ｐｂ介在物が多かったためと考えられる。

試験番号４１ではＳｉ含有量が本発明の規定の上限を超え、試験番号４２ではＡｌ含有量が本発明の規定の上限を超えた。そのため、被削性が低かった。硬質の酸化物が多量に生成したためと考えられる。

試験番号４３ではＯ含有量が本発明の規定の下限未満であった。そのため、被削性が低かった。ＭｎＳが延伸してアスペクト比が大きかったためと考えられる。

試験番号４４では、Ｐ含有量が本発明の規定の下限未満であった。そのため、切削精度（表面粗さ）が低かった。Ｐ含有量が低すぎたため、鋼の脆化効果が不足し、被削性が低下したためと考えられる。

試験番号４５では、Ｃ含有量が本発明の規定の上限を超えた。そのため、工具寿命が低かった。Ｃ含有量が高すぎて鋼の強度が高かったためと考えられる。

試験番号４９及び５０では、Ｐｂ含有量が本発明の規定の下限未満であった。そのため、被削性が低かった。

以上、本発明の実施の形態を説明した。しかしながら、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。したがって、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更して実施することができる。

１０ＭｎＳ介在物
２０Ｐｂ介在物
３０複合介在物

Claims

質量％で、
Ｃ：０．００５〜０．１５０％、
Ｓｉ：０．０１０％未満、
Ｍｎ：１．０２〜２．００％、
Ｐ：０．０１０〜０．２００％、
Ｓ：０．３５０〜０．６００％、
Ｐｂ：０．０１０〜０．１００％、
Ｎ：０．００４〜０．０１５％、
Ｏ：０．００８０〜０．０２５０％、
Ａｌ：０〜０．００３％、
Ｃａ、Ｍｇ及びＺｒからなる群から選択される１種以上：合計で０〜０．０００５％、及び、
Ｂ：０〜０．０２００％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、
式（１）を満たす化学組成を有する、快削鋼。
Ｍｎ／Ｓ≧２．９０（１）
ここで、式（１）中の元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
請求項１に記載の快削鋼であって、
前記化学組成は、
Ａｌ：０．００１〜０．００３％を含有する、快削鋼。
請求項１又は請求項２に記載の快削鋼であって、
前記化学組成は、
Ｃａ、Ｍｇ及びＺｒからなる群から選択される１種以上を、合計で０．０００１〜０．０００５％含有する、快削鋼。
請求項１〜請求項３のいずれか１項に記載の快削鋼であって、
前記化学組成は、
Ｂ：０．０００５〜０．０２００％を含有する、快削鋼。
請求項１〜請求項４のいずれか１項に記載の快削鋼であって、
前記特定介在物の総個数に対する前記Ｐｂ介在物の個数の比率が１７％以下である、快削鋼。