WO2004050932A1

WO2004050932A1 - 被削性に優れる鋼とその製造方法

Info

Publication number: WO2004050932A1
Application number: PCT/JP2003/014547
Authority: WO
Inventors: Masayuki Hashimura; Atsushi Mizuno; Kenichiro Naito; Hiroshi Hagiwara; Kohichi Isobe; Hiroshi Hirata
Original assignee: Nippon Steel Corporation
Priority date: 2002-11-15
Filing date: 2003-11-14
Publication date: 2004-06-17
Also published as: EP1580287A1; EP1580287A4; TW200415243A; US8137484B2; DE60318745D1; DE60318745T2; US20060013720A1; US20090050241A1; KR20050075019A; KR100708430B1; US7488396B2; EP1580287B1; TWI249579B

Description

明細書被削性に優れる鋼とその製造方法技術分野

本発明は、自動車や一般機械などに用いられる鋼とその製造方法に関するもので、特に切削時の工具寿命と切削表面粗さおよび切り屑処理性に優れた被削性に優れた鋼とその製造方法に関する。背景技術

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、そ部品は要求精度と製造効率の観点から、多くの場合、切削ェ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。特に従来 S U M 2 3や S U M 2 4 Lは被削性を重要視して開発されてきた。これまで被削性を向上させるために S， P b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 P bは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 P bを添加しない場合には Sのように M n S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。しかしいわゆる低炭鉛快削鋼 S U M 2 4 Lには低炭硫黄快削鋼 S U M 2 3 と同量の Sが添加されている。従って従来以上の S量を添加する必要がある。しかし、多量の S添加では M n Sを単に粗大にするだけで、被削性向上に有効な M n S分布にならないだけでなく、圧延、鍛造等において破壌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。さらに、 S U M 2 3をベースとする硫黄快削鋼では構成刃先が付着しやすく、構成刃先の脱落および切り屑分離現象に伴う、切削表面に凹凸が生じ、表面粗さが劣化する。従って、被削性の観点からも表面粗さが劣化による精度低下が問題である。切り屑処理性においても、切り屑が短く分断しやすい方が良好とされているが、単なる S添加だけではマトリッタスの延性が大きいため、十分に分断されず、大きく改善できなかった。

さらに S以外の元素、 T e， B i， P等も被削性向上元素として知られているが、ある程度被削性を向上させることができても、圧延ゃ熱間鍛造時に割れを生じ易くなるため、極力少ない方が望ましいとされていることが、特開平 9 — 7 1 8 4 0号公報、特願 2 0 0 0 — 1 6 0 2 8 4号公報、特開 2 0 0 0 — 2 1 9 9 3 6号公報、特開 2 0 0 1 - 3 2 9 3 3 5号公報に開示されている。

更に、特開平 1 1 一 2 2 2 6 4 6号公報には単独で 2 0 / m以上の硫化物、あるいは複数の硫化物が略直列状に連なつた長さ 2 〇 μ m以上の硫化物郡が圧延方向断面 1 mm² の視野内に 3 0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提案されている。しかし、事実上被削性に最も有効であるサブ μ m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。

また、特開平 1 1 ー 2 9 3 3 9 1号公報には、硫化物系介在物の平均サイズが 5 0 μ πι² 以下であり、かつ該硫化物系介在物が 1 mm ² 当たり 7 5 0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提案されている。しかし、事実上被削性に最も有効であるサブ μ πιレベルの硫化物の分散については特開平 1 1 — 2 2 2 6 4 6号公報同様何ら言及されておらず、またそれを意識して作りこむ技術や調査する方法についても記述されていない。

一方、切削工具寿命については製造能率等に直接的に影響するため、注目されがちであるが、被削性の中でも技術的難易度の高いのは表面粗さであり、表面粗さについては、被削材の本質的な性質に影響されるため、表面粗さを従来鋼以上にすることは困難であった。この表面粗さは部品の性能に直結するため、表面粗さの劣化は部品性能の低下や製品製造時の不良率の増加の原因となり、工具寿命よりも重要視される場合が多い。この意味で従来の鉛快削鋼は優れており、単なる硫黄快削鋼に比べ、工具寿命のみならず、表面粗さが優れているために、部品性能の低下を防ぐために多用されてきた

' 表面粗さを向上させるための鋼に関する技術では、一般には P b ， B i のような快削元素を添加することが多いが、それ以外では、例えば、特開平 5— 3 4 5 9 5 1号公報にみちれるように M n S介在物の平均サイズが 5 0 μ m ² 以下に微細化させることで表面粗さを確保するもの、フェライトマトリックス中に、平均断面積： 5〜 3 0 μ m ² の黒鉛を 0 . 2 0〜 1 . 0 %有することを特徴とするェ具寿命と仕上げ面粗さの優れた黒鉛快削鋼などが見られる。しかし、これらの手法でも従来の鉛快削鋼以上の表面粗さを得ることは困難であり、いわゆる低炭鉛快削鋼 S U M 2 4 Lが従来から表面粗さに優れている。その理由はこれらの規定での介在物の微細分散レべルは平均径で 3 μ m程度の粒子を取り扱っているにすぎず、その均一分散が不十分であるため、構成刃先が生じ易くなり、従来の鉛快削鋼ほどには表面粗さが改善できないものと推定される。発明の開示

本発明は、圧延や熱間鍛造における不具合を避けつつ工具寿命と表面粗さの両者を改善し、従来の低炭鉛快削鋼と同等以上の被削性を有し、表面粗さの良好な鋼とその製造方法を提供する。切削は切り屑を分離する破壌現象であり、それを促進させることがーつのポイントとなる。特に良好な表面粗さを得るためには、マトリックスを脆化させることャ破壌を容易にして工具寿命を延長するとともに、鋼中の不均一を極力抑制することで、ミクロ的にも安定した破壌現象を生じさせ、切削表面の凹凸を抑制した。具体的には鋼中パーライトの分布に着目し、鋼中 Cを微細なパーライト（厳密にはセメンタイト）として均一分散させることで安定した破壊を生じさせることで、凹凸の少ない切削表面を創成させ、またそれを可能とするための製造方法を提供する。本発明の要旨は次のとおりである。 ·

( 1 ) 質查％で、 C ： 0. 0 0 5〜 0. 2 %、

S i ： 0. 0 0 1〜 0. 5 %、

M n ： 0. 2〜 3. 0 %、

P : 0. 0 0 1〜 0. 2 %、

S ： 0. 0 3〜： L . 0 %、

T . N ： 0. 0 0 2〜 0. 0 2 %、

T . 0 : 0. 0 0 0 5〜 0. 0 3 5 %、残部 F eおよび不可避的不純物からなる鋼で、鋼中 Mn / Sを 1 . 2〜 2. 8、または鋼のミクロ組織において粒径 1 μ mを超えるパ一ライトの面積率が 5 %以下のいずれか、または両方を満足し、さらに鋼の表面粗さ； R z ： 1 1 /i m以下であることを特徴とする被削性に優れた鋼。

( 2 ) 質量。/。で、 C ： 0. 0 0 5 %〜 0. 2 %、 M n ： 0. 3〜 3. 0 %、 S ： 0. 1〜： 1 . 0 %を含み、抽出レプリカにて採取した透過電子顕微鏡で観察する Mn Sに関し、鋼材の圧延方向と平行な断面において円相当径にて 0. 1〜 0. 5 μ πιのものの存在密度が 1 0， 0 0 0個/ mm² 以上にし、さらに鋼の切削表面粗さ R z ： 1 1 m以下となることを特徴とする被削性に優れた鋼。

( 3 ) ( 1 ) または（ 2 ) 記載の鋼において、更に B ： 0. 0 0 0 5〜 0. 0 5質量％を含有することを特徴とする被削性に優れた鋼。

( 4) ( 1 ) 記載の鋼において、抽出レプリカにて採取した透過電子顕微鏡で観察する M n Sに関し、鋼材の圧延方向と平行な断面において円相当径にて 0. 1〜 0. 5 μ mの M n Sの存在密度を 1 0， 0 0 0個/ ππη² 以上であることを特徴とする被削性に優れた鋼

( 5 ) ( 1 ) 記載の鋼において、更に S量を 0. 2 5〜 0. ,7 5 質量％、 B量を 0. 0 0 2〜 0. 0 1 4質量％に規制し、かつ S と B含有量が下記 1式を満足する図 4に示す A, B , C, Dで囲まれる領域内にある Sおよび B量を含有し、かつ Mn S中に BNが析出した硫化物を含むことを特徴とする被削性に優れた鋼。

(B— 0.008) ² /0.006² + ( S - 0.5) ² /0.25²≤ 1 …；！式

( 6 ) ( 1 ) または（ 2 ) に記載の鋼が、更に、質量％で、

V 0 - 0 5 1 0 %、

N b 0. 0 0 5 0 . 2 %、

C r 0. 0 1 2 0 %、

M o 0. 0 5 1 0 %、

W 0 - 0 5 1 0 %、

N i 0. 0 5 2 0 %、

C u 0. 0 1 2 0 %、

S n 0. 0 0 5 2 . 0 %、

Z n 0. 0 0 0 5 0. 5 %、

T i 0. 0 0 0 5 0. 1 %、

C a 0. 0 0 0 2 0. 0 0 5 Z r ： 0. 0 0 0 5〜 0. 1 %、

M g : 0. 0 0 0 3〜 0. 0 0 5 %、

T e : 0. 0 0 0 3〜 0. 0 5 %、

B i : 0. 0 0 5〜 0. 5 %、

P b : 0. 0 1〜 0. 5 %、

A 1 : ≤ 0. 0 1 5 %、

の 1種または 2種以上を含有することを特徴とする被削性に優れた鋼。

( 7 ) ( 1 ) 〜（ 3 ) のいずれかの項に記載の鋼の製造方法であつて、（ 1 ) 記載の鋼成分を有する溶鋼を銹造後 1 0〜 1 0 0 °C/ 分の冷却速度で冷却し、熱間圧延後の冷却を A₃ 点から 5 5 0 °Cまでの範囲を 0. 5 °CZ秒以上の冷却速度で冷却することを特徴とする被削性に優れた鋼の製造方法。

( 8 ) ( 4 ) または（ 5 ) 記載の鋼の製造方法であって、（ 2 ) 記載の鋼成分を有する溶鋼を铸造後 1 0〜 1 0 0 °C/分の冷却速度で冷却後、熱間圧延の仕上げ温度を 1， 0 0 0 °C以上に規制し、熱間圧延後の冷却を A₃ 点から 5 5 0 °Cまでの範囲を 0. 5 °CZ秒以上の冷却速度で冷却することを特徴とする被削性に優れた鋼の製造方法。

( 9 ) ( 1 ) 〜（ 6 ) の何れかの項に記載の鋼の製造方法であつて、熱間圧延後の冷却に引き続き、更に硬度調整のための加熱温度を 7 5 0 °C以下に規制することを特徴とする被削性に優れた鋼の製造方法。

( 1 0 ) ( 7 ) 〜（ 9 ) の何れかの項に記載の鋼の製造方法であつて、前記鋼が、更に、質量％で、

V ： 0. 0 5〜： 1. 0 %、

N b ： 0. 0 0 5〜 0. 2 %、 c 0 . 0 1 2 . 0 %

M o 0 . o 5 1 . 0 %

W 0 . o 5 1 . 0 %

N i 0 . o 5 2 · 0 %

c 0 o 1 0 %

s n 0 . o o 5 2 . 0 %

z n o 0 o 0 0 5 %

T i o o o o 0 1 %

c a 0 o 0 o 0 0 0 5 %

7 1 n o o 0 1 %

Tvr cr

& o Q

T e 0 . 0 0 0 3 0 . 0 5 %

B i 0 . 0 0 5 0 . 5 %

P b 0 . 0 1 0 . 5 %

A 1 ≤ 0 0 1 5 %

の 1種または 2種以上を含有することを特徴とする被削性に優れた

図面の簡単な説明

図 1は、本発明による鋼のフェライト · パーラィト組織を示す顕微鏡写真である。

図 2 ( a ) は本発明による M n Sの微細分散状態を示す顕微鏡写真であり、図 2 ( b ) は従来鋼における粗大 M n Sの存在状態を示す顕微鏡写真である。

図 3は、パーライト面積率と表面粗さの関係を示す図である。図 4は、本発明による鋼の S量と B量との最適範囲を示す図である。図 5は、本発明による M n Sを主成分とし B Nを複合析出した硫化物の形態を示す T E Mレプリカ写真である。 '

図 6は、 B Nの E D X分析結果を示す図である。

図 7は、プランジ切削方法を示す図である。発明を実施するための最良の形態

本発明は、鉛を添加することなく、十分な被削性、特に良好な表面粗さを得るためにマトリックスを脆化させるとともに、工具 Z被削材の接触面の潤滑を良好にするため、 Bを多量に添加することを特徴としている。さらに S量も比較的多量に添加し、それらを微細分散させるため M n と Sの添加量の比率を精密に制御する。また、鋼のミクロ組織に関しても、従来の炭素鋼で見られるパーライトを制御した。すなわち化学成分では C添加量を抑制し、粗大なパーラィトの析出を抑制し、あるいは Cを多く含む場合には熱処理により粗大なパーライト粒の生成を抑制する、すなわち自然放冷でよく見られるパーライトパンドを抑制した被削性に優れた鋼である。

次に、本発明で規定する鋼成分の限定理由について説明する。 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、被削性を低下させる硬質酸化物生成を防止しつつ、凝固過程でのピンホール等の高温での固溶酸素の弊害を抑制するため、酸素量を適量に制御する必要がある。単純に吹鍊によって C量を低減させすぎるとコストがかさむだけでなく、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 . 0 0 5 %を下限とした。 C量の好ましい下限は 0 . 0 5 %である。 S i 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. 0 0 1 %以下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。

M nは、鋼中硫黄を Mn S 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. 2 %以下では添加 Sを Mn S として十分に固定できず、 Sが F e S 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、熱間加工性ゃ铸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. 0 0 1 %とした。

Sは、 M nと結合して M n S介在物として存在する。 Mn Sは被削性を向上させるが、伸延した Mn Sは鍛造時の異方性を生じる原因の一つである。大きな Mn S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 Mn Sを微細分散させることが好ましい。 P bを添加しない場合の従来の硫黄快削鋼以上の被削性の向上には 0. 0 3 %以上の添加が必要である。一方、 1 %を越えると粗大 M n Sの生成が避けられないだけでなく、 F e S 等による鍚造特性、熱間変性特性の劣化から製造中に割れを生じるので、これを上限とした。

Bは、 B Nとして析出すると被削性向上に効果がある。これらの効果は 0. 0 0 0 5 %以下では顕著でなく、 0. 0 5 %を超えて添加してもその効果が飽和し、 B Nが多く析出しすぎるとかえつて錶造特性、熱間変性特性の劣化から製造中に割れを生じる。そこで 0 . 0 0 0 5超〜 0. 0 5 %を範囲とした。

本発明においては、特に上述した S量と B量を極く限られた図 4 に示す楕円内の A， B , C , Dで囲まれる領域、すなわち、次の（ 1 ) 式

(B - 0.008) ² /0.006² + (S - 0.5) ² /0.25²≤ 1 … （ 1 ) 式の領域に限定することにより最良の特性を得られる。 '

N ( t o t a l — N) は、固溶 Nの場合、鋼を硬化させる。特に切削においては動的ひずみ時効によつて刃先近傍で硬化し、工具の寿命を低下させるが、切削表面粗さを改善する効果もある。また、 Bと結びついて B Nを生成して被削性を向上させる。 0. 0 0 2 % 以下では固溶窒素による表面粗さ向上効果や B Nによる被削性改善効果が認められないので、これを下限とした。また 0. 0 2 %を越えると固溶窒素が多量に存在するためかえつて工具寿命を低下させる。また铸造途中に気泡を生成し、疵などの原因となる。従って本発明ではそれらの弊害が顕著になる.0. 0 2 %を上限とした。

O ( t o t a l — O) は、フリー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。また、酸化物を軟質化し、被削性に有害な硬質酸化物を抑制するためにも制御が必要である。さらに、 Mn Sの微細分散させる際にも析出核として酸化物を利用する。 0. 0 0 0 5 %未満では十分に Mn Sを微細分散させることができず、粗大な Mn Sを生じ、機械的性質にも悪影響を及ぼすので 0. 0 0 0 5 %を下限とした。さらに酸素量 0. 0 3 5 %を越えると铸造中に気泡となりピンホールとなるため、その上限を 0. 0 3 5 %以下とした。

次にパーライト面積率を 5 %以下とする理由を説明する。一般に炭素を含む鋼を変態点以上の温度から冷却すると、フェライト · パ一ライト組織となる。本発明の対象となる C量の比較的少ない鋼の場合、変態点（A ₃ 点）以上の温度から空冷後、切り出してその内部を鏡面研磨してナイタールでエツチングすると、図 1のようなミク口組織を観察することができる。黒い粒がパーライトと呼ばれるフェライトとセメンタイトの複合組織であるが、通常、このようにナイタールによって黒く見える粒は白くみえるフェライト粒よりも硬質であり、鋼の変形/破断挙動において局部的にフライト粒とは異なる挙動を示す。このことは切削において切りくずの破断挙動において、均一変形 Z破断を阻害するため、構成刃先の生成に大きく関与し、さらには切削面の表面粗さを劣化させる。従って、じに起因する組織的不均一を極力排除することが重要である。そこでナィタールでエッチングされる黒い粒をパーライト粒とみなし、このパーライト粒が多すぎると組織不均一を引き起こし、表面粗さ劣化の原因になるのでその面積率を 5 %以下に、また、表面粗さ R z ： 1 1 _μ m以下に制限した。図 3にパーライト面積率と表面粗さの関係を示した。

ここで測定方法の詳細に関して述べる。圧延または鍛造後の鋼の長手方向断面（L断面）に切断、樹脂埋め込みサンプルを鏡面研磨し、ナイタールエッチングした。ナイタールにて黒色にエッチングされた物の内、灰色の M n Sを除いた粒径（円相当径） l /z m以上の粒を画像処理装置で解析し、その面積率を求めた。面積率測定の画像処理時に、黒色に見えるパーライトに合わせた "しきい値" 設定で画像濃淡を合わせ、グレーに見える介在物（M n S等）を画面上から消すことで、パーライトのみを測定対象とした。この時の認識最小パーライトは約 1 /z mであるが、 1 μ πι未満のパーライトは被削性に影響を及ぼさないので、認識されなくても影響はない。

本発明での、測定視野は、 1視野 0 . 2 ² ( 0 . 4 mm X 0 . 5 mm) を 4 0 0倍以上の倍率で 2 0視野測定し、計 4 mm² の面積について、パーライト面積率を算出した。

M n / Sに関してはすでに熱間延性に大きく影響し、通常、 M n Z S > 3でなければ製造性を大きく低下させることが知られている。その原因は F e Sの生成であるが、本発明においては、低 C、かつ高 Sの領域ではその比率をさらに M n / S ： 1 . 2〜 2 . 8まで低下させることができることを見出した。 M n / S ： 1 . 2以下では F e Sが多く生成し、熱間延性を極端に低下させ、製造性を大きく低下させる。

図 2に M n Z S ^ S . 8 と M n / S > 2 . 8の場合の微細な M n Sをレプリ力法を用い、透過型電子顕微鏡にて観察した例を示す。 M n / S > 2 . 8の場合には図 2 ( b ) に示すような粗大な M n S のみとなり、表面粗さを小さくすることができない。一方、 Μ η Ζ S ： 1 . 2〜 2 . 8 と'規制した場合には図 2 ( a ) に示すような微細な M n Sの生成が得られる。

この微細な M n Sは連続铸造ゃィンゴットによる铸造後、 9 0 0 °C以上の加熱を繰り返すことにより、個数を増加させることができる。

次に、 M n Sの形態とそのサイズおよび分布において、円相当径にて 0 . 1〜0 . 5 μ πιの存在密度が 1 0， 0 0 0個/ mm² 以上と規定する理由について説明する。

M n S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。その効果を発揮するには、円相当径で 0 . 1〜 0 . 5 μ mの M n Sの存在密度が 1 0， 0 0 0個 Zmm² 以上とする必要がある。通常 M n S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 M n S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（T EM) 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 T EM観察では明確な差が認められる寸法の Mn S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。

上述した寸法を超えた M n Sを 1 0， 0 0 0個/ mm² 以上の密度で存在させるには本発明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 Mn Sも多数存在する確率が高くなり、鍛造時の異方性の原因となる。本発明に規定する範囲の S添加量で M n Sがこの寸法を超えると、 M n Sの量が不足し被削性向上に必要な密度を維持できなくなる。また、最小径 0. l / m以下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. 5 μ mの M n Sの存在密度が 1 0， 0 0 0個/ mm² 以上存在することが必要である。この Mn Sの寸法、密度を得るためには、冷却速度の制御の他、含有する M n と Sの比を 1. 5〜 2. 5にするとより効果的である。

更に、本発明においては、上述した M n Sにおいて図 5に示すように、その内の 1 0質量％以上の窒化ホゥ素（B N) が複合析出した硫化物の形態を有することが重要である。

B Nは通常結晶粒界に析出しやすく、マトリッタスに均一に分散させることが難しい。そのため被削性向上に必要なマトリッタスの均一脆化をさせることができず、 B Nの効果を十分に発揮できない。マトリックスに均一分散させるには、 B Nの析出サイトとなり、かつ被削性向上にも有効である Mn Sをマトリックスに均一に分散させることが必要である。 B Nと Mn Sを複合析出させることで、 B Nの均一分散が図られ被削性は大幅に向上する。そのためには少なくとも 1 0 %以上の B Nが Mn S と複合析出している必要があるここでいう B Nとは、図 5に T EMレプリカ写真で示し、図 6の E D X分析で Bと Nのピークが明瞭に認められる Bと Nの化合物を指す。

なお、 Mn S とは、純粋な Mn Sのみならず、 Mn Sを主体に含み、 F e， C a， T i， Z r , M g , R EM等の硫化物が Mn S と固溶したり結合して共存している介在物や、 Mn T eのように S以外の元素が Mn と化合物を形成して M n S 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が含まれるものであり、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 M n硫化物系介在物を総称して言うものである。次に、本発明においては、上述した成分に加え、 V, N b , C r ， M o , W, N i， S n , Z n， T i， C a , Z r， M g， T e , B i， P bの 1種または 2種以上を必要に応じて添加することがでさる。

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. 0 5 %以下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。

N b 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. 0 0 5 %以下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。

C r 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. 0 1 %以上の添加を必要とする。しかし多量に添加すると C r炭化物を生成し脆化させるため、 2. 0 %を上限とした。

M o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. 0 5 %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. 0 5 % 〜 1 . 0 %を添加範囲とした。

Wは、炭化物を形成し、二次析出硬化により鋼を強化することができる。 0. 0 5 %以下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化物が析出し、かえって機械的性質を損うのでこれを上限とした。

N i 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. 0 5 %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。

C uはフェライ卜を強化し、焼入れ性向上、耐食性向上にも有効である。 0. 0 1 %未満で、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、 N i と同時に添加することが好ましい。

S nはフユライトを脆化させ、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. 0 0 5 %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。

Z n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. 0 0 0 5 %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、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。

T i も炭窒化物を形成し、鋼を強化する。また脱酸元素でもあり、軟質酸化物を形成させることで被削性を向上させることが可能である。 0 . 0 0 0 5 %以下ではその効果が認められず、 0 . 1 %を超えて添加してもその効果が飽和する。また T i は高温でも窒化物となりオーステナイト粒の成長を抑制する。そこで上限を 0 . 1 % とした。尚、 T i は Nと化合して T i Nを形成するが、 T i Nは硬質物質で被削性を低下させる。また被削性向上に有効な B Nを造るのに必要な N量を低減させる。そのため T i添加量は 0 . 0 1 0 % 以下が好ましい。

C aは、脱酸元素であり、軟質酸化物を生成し、被削性を向上させるだけでなく、 M n Sに固溶してその変形能を低下させ、圧延や熱間鍛造しても M n S形状の伸延を抑制する働きがある。したがつて異方性の低減に有効な元素である。 0 . 0 0 0 2 %未満ではその効果は顕著ではなく、 0 . 0 0 5 %以上添加しても歩留まりが極端に悪くなるばかりでなく、硬質の C a Oを大量に生成し、かえって被削性を低下させる。従って添加範囲を 0 . 0 0 0 2〜 0 . 0 0 5 %と規定した。

Z r は、脱酸元素であり、酸化物を生成する。酸化物は M n Sの析出核になり M n Sの微細均一分散に効果がある。また M n Sに固溶してその変形能を低下させ、圧延や熱間鍛造しても M n S形状の伸延を抑制する働きがある。したがって異方性の低減に有効な元素である。 0 . 0 0 0 5 %未満ではその効果は顕著ではなく、 0 . 1 %以上添加しても歩留まりが極端に悪くなるばかりでなく、硬質の Z r 0₂ や Z r Sなどを大量に生成し、かえって被削性を低下させる。従って添加範囲を 0 . 0 0 0 5〜 0 . 1 %と規定した。なお、 M n Sの微細分散を図る場合には、 Z r と C a との複合添加が好ましい。

M gは、脱酸元素であり、酸化物を生成する。酸化物は M n Sの析出核になり Mn Sの微細均一分散に効果があり、異方性の低減に有効な元素である。 0. 0 0 0 3 %未満ではその効果は顕著ではなく、 0. 0 0 5 %以上添加しても歩留まりが極端に悪くなるばかりで効果は飽和する。従って添加範囲を 0. 0 0 0 3〜 0. 0 0 5 % と規定した。

T eは、被削性向上元素である。また Mn T e を生成したり、 M n S と共存することで Mn Sの変形能を低下させて Mn S形状の伸延を抑制する働きがある。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. 0 0 0 3 %未満では認められず、 0. 0 5 % を超えると効果が飽和する。

B i および P bは、被削性向上に効果のある元素である。その効果は 0. 0 0 5 %以下では認められず、 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、熱間鍛造特性が低下して. 疵の原因となりやすい。

A 1 は、脱酸元素で鋼中では A 1₂ O₃ や A I Nを形成する。しかし、 A l ₂ 0₃ は硬質なので切削時に工具損傷の原因となり、摩耗を促進させる。そこで A l ₂ O₃ を多量に生成しない 0. 0 1 5 %以下に制限した。特に工具寿命を優先させる場合には 0. 0 0 5 %以下が好ましい。

また、本発明においては、被削性よりも寧ろ焼入れにおけるトラブル回避を優先させる場合には、被削性の許容される範囲内で B量を低減させ、例えば、本発明で規定する成分組成において、 B ： 0 . 0 0 0 5〜 0. 0 0 5 %とし、かつ S量も 0. 5〜 1. 0質量⁰ /。として被削性の優れた鋼とすることもできる。これは、 Bが大量に存在した場合には固溶 Bが残留し、焼入性が大きくなり、浸炭焼入等の熱処理によって硬化層が深くなり過ぎ、部品性能に歪みを大きくしたり、硬化部を脆くすることで焼割れ等の種々のトラブルを防止することができる。更に、本発明においては、冷間鍛造や伸線など快削鋼に見られる切削以外の加工方法において、 M n Sが破壌の起点となり易く、割れを生じたりすることで機械的性質を低下させることもあるため、快削鋼としての最低限の被削性を確保すべく S 量を 0. 0 3〜 0. 5質量％に抑制することで冷間鍛造や高周波表層割れを抑制することも可能である。

次に、上述したような Mn S ,. B Nを微細分散させるための鋼の製造方法について説明する。

Mn Sを主成分とし B Nを複合析出した硫化物の微細分散は被削性向上に有効である。この硫化物を微細に分散させるには Mn Sを主成分とし B Nを複合析出した硫化物の晶析出を制御する必要があり、その制御には铸造時の冷却速度範囲を規定する必要がある。冷却速度が 1 ◦ °CZmin 以下では凝固が遅すぎて晶出した Mn Sを主成分とし B Nを複合析出した硫化物が粗大化してしまい、微細分散できなくなる。冷却速度が 1 0 0 °C/min 以上では生成する微細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。この冷却速度を得るには铸型断面の大きさ、铸込み速度、鍩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。これは連続铸造法、造塊法共に適用可能である。

ここでいう冷却速度とは、鍀片厚み方向 Q部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铸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。

Rc =

、：冷却速度（°C/min)、

770ノで、 R c λ 2 ： 2次デンドライトアームの間隔（ μ m)

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できる。

B Nは 1 0 0 0 °C以上でオーステナイト中に固溶する。 1 0 0 0 °C以下の温度では鎊造から粗圧延過程で析出した B Nが粒界に残留しており、 M n Sを主成分とし B Nを複合析出した硫化物として複合析出できない。熱間圧延時の仕上げ（最終）圧延工程で 1 0 0 0 °C以上の温度で圧延することで一度固溶した B Nが M n S硫化物を析出核として複合析出しやすくなる。 1 0 0 0 °C以下で最終圧延を行うと、 B Nと M n Sを主成分とする硫化物の複合析出は起こりにくくなる。

次に、本発明において、パーライト面積率を 5 %以下のミクロ組織を得るための製造方法について説明する。

切削表面粗さに工具への構成刃先の生成挙動が大きく影響する。本来、力学的には切削工具直上が最も材料にとって過酷な環境であり、材料の破壊 Z分離が生じ易いと考えられるので、構成刃先の付着はないはずであるが、実際には工具 Z被削材間の強力な凝着と被削材の組織不均一のために構成刃先が生じる。そこで材料のミクロ組織の均質性を極力増すことが重要と考えた。その結果、本発明者はこれまで殆ど関係がないと考えられていたパーライト分布がミク口組織の均質性に大きく関係することを見出した。

ここで、パーライトとは鏡面研磨面にナイタールエッチングを施して黒く見える組織を指す。パ一ライトとは厳密にはフエライトと板状セメンタイトが交互に並んで構成された群を指すが、光学顕微鏡では恰かも一つの結晶粒のように見える。さらに、図 1 に示すように、通常の圧延 ·放冷による製造ではこのパーライト粒がパンド状に並んで析出する（以後これをパーライトパンドと記す）。このパーライトはマトリックスの単相フェライトとは機械的性質が異なるため、刃先近傍での変形破断を不均一化し、さらには構成刃先の成長を助長すると考えられる。

そこで、鋼成分または熱履歴を調整することで、粒径 1 μ m以上のパーライト粒に関して、測定視野 4 mm² の観察視野におけるパーライト面積率を抑制して良好な表面粗さを得られる臨界領域を調査したところ、表面粗さの劣化を抑制するには粒径 1 μ ηι以上のパーライト粒の占める面積率が 5 %以下であることが判明した。図 2にパーライト面積率と表面粗さの関係を示した。

図 1 に示すように、本発明による快削鋼はこの黒く見える組織が極端に少ないことが分かる。本発明においては厳密には焼戻しマルテンサイトまたは焼戻しべィナイト組織となり、炭化物はパーライト（換言すれば板状セメンタイトとフェライトによる縞状組織）ではなく、セメンタイト粒の形態をとっている可能性も否定できない。しかし、ここではそのような鉄系炭化物を総称してパーライトと記すことにする。

次に本発明による快削鋼の製造方法について説明する。

[熱履歴焼入れ： Α ₃ 点以上の温度から 5 5 0 °C以下まで 0 . 5 °C / s ]

本発明においては、熱延後の熱履歴として、熱延後 A ₃ 点以上の温度から 5 5 0 °C以下までを 0 . 5 °C / sec 以上の冷却速度で冷却することが重要である。

従来、いわゆる低炭快削鋼に対して急冷することは行われていなかった。低炭快削鋼は C量が少ないため、焼入しても硬度変化が少ない。従って従来の「焼入れ焼戻し」による強度 Z靱性に影響も無く、快削鋼には必要ないと言う固定観念に囚われていたためと考えられる。しかし切削の本質に立ち返って考えて材質の均質性を追求した場合、 A ₃ 点から急冷することで鋼中 Cの移動を凍結し、空冷時の変態で生じる粗大なセメンタイトさらにはパーライトの生成を抑制できればよい。この場合、焼入れによる硬化が目的ではないため、たとえマルテンサイト構造を有する焼入れ組織にならなくとも

、鋼中 Cの移動を凍結し、粗大なセメンタイトまたはパーライトの生成を阻止できれば良い。そのためには図 3に示すように A₃ 点から 5 5 0 °C以下まで 0. 5 °C/sec 以上の速度で冷却する必要がある。焼入れ性向上元素の少ない場合などでは、 l °C/ s以上の冷却速度が好ましい。冷却後の温度が 5 5 0 °Cを超えていたり、冷却速度が 0. 5 °C/sec よりも遅い場合のは粗大なパーライトを生じる。一般にはパンド状に析出しパーライトパンドと呼ばれることも多い。当然、合金元素がステンレス鋼のように多量に添加されていると、冷却速度が 0. 5 °C/sec より遅くともパーライトパンドは生じないが、ここでは一般の快削鋼を想定しているため、 0. 5 °CZ sec と規定した。

次に、本発明においては、上述した急冷処理に引続き、 7 5 0 °C 以下の温度で保定する熱処理を施すことにより、更に快削鋼の組織を均質化することができる。

実製造工程ではさらに製品の安定性を増すためには C量が少ないとはいえ、鋼中の硬度ばらつきを小さくする方が好ましい。そのため、再度高温で保持することで、材質ばらつきを減少させることができる。まず粗大パーライトを抑制するためには A₃ 点以上の温度から粗大パーライトを生じなくなる 5 5 0 °C以下まで急冷温することが重要である。その上で、さらに図 4に示すように再度、所定の温度 T₂ °Cに保定することで、需要家要求を満たす硬度に調整し、硬度ばらつきも減少させることができる。 7 5 0 °C以下の温度まで加熱および補定することで、需要家の要求を満たす硬度になるよう調整する。

保定温度 T₂ °Cに関して、この保定温度と保定時間は需要家の要求を満たす硬度になるよう決定すべきである。ただし、保定温度 T ₂ °Cが 7 5 0 °Cを超えるとオーステナイトへの変態が始まるので、再度の冷却時の冷却速度が遅いとパーライトパンドを生じてしまう。したがって保定温度 T ₂ °Cは 7 5 0 °C以下とした。さらに後工程で伸線等の二次加工を加えられることも多いため、それら後工程の取り扱いに適する硬度になるよう温度 T ₂ °Cを調整することが好ましい。その保定時間に関しては工業生産的には 3分以下でほとんど保定なしの場合にくらべて、硬度等が変化しないので、これ以上とするのが好ましい。

なお工業生産上は圧延や鍛造寸法などにより、鋼内部でも温度の不均一を生じるため、粗大パーライト防止のための急冷後の 5 5 0 °C以下の温度 Ί\ °Cでの保定時間も考慮すべきである。急冷後の 5 5 0 °C以下の温度 Ί\ °Cでは好ましくは 5分以上保定することで、素材寸法ゃ偏析帯に関係なく、均一なフェライト変態を促進できる。このようにすれば、その後、保定温度 T ₂ °C (≤ 7 5 0 °C ) まで温度を上げても粗大パーライトゃパーライトパンドを生じることはない。逆に、圧延や鍛造後の寸法が大きな場合には 5 5 0 °C以下での保持時間が、 1分より短いと内部の変態が終了していないため、その後 5 5 0 °C以上の温度で保持した場合には粗大パーライトゃパ一ライトパンドが生成する。実施例

(実施例 1 )

本発明の効果を実施例によって説明する。表 1、表 2 (表 1のつづき 1 ) 、表 3 (表 1 のつづき 2 ) 、表 4 (表 1 のつづき 3 ) 、表 5 (表 1 のつづき 4 ) 、表 6 (表 1 のつづき 5 ) に示す供試材のうち、 N o . 1 3は 2 7 0 t転炉で、その他は 2 t真空溶解炉で溶製後、ビレットに分解圧延、さらに φ 6 0 mmに圧延した。

表の熱処理の項において、焼準と記された実施例は 9 2 0 °Cで 1 O min 以上保持し、空冷したものである。 Q Tと記された発明例は 9 2 0 °Cから圧延ライン後端の水槽に投入性急冷後、焼鈍にて 7 0 0 °Cで 1時間以上保持した。これによりパーライト面積率を調整した。発明例でも C量が低いものは焼準でもパーライト面率を低減することができる。

表 1〜表 6の実施例 1〜 8 1 に示す材料の被削性評価はドリル穿孔試験で表 7に切削条件を示す。累積穴深さ 1 0 0 O mmまで切削可能な最高の切削速度（いわゆる V L 1 0 0 0、単位は m /min ) で被削性を評価した。

さらに切削における表面品質を示す切削表面粗さを評価した。その切削条件を表 8に、その評価方法（以後、プランジ切削試験と記す）の概要を図 7 ( a ) 、図 7 ( b ) に示す。プランジ切削試験では工具は短時間切削を繰り返す。一回の切削で工具は被削材長手方向に動かず、回転している被削材中心に向かって動くため、短時間の切削後、工具は引き抜かれるが、その形状は基本的には工具は刃先形状が被削材表面に転写される。構造刃先の付着や工具の磨耗損傷によりこの転写された切削面の表面粗さは影響を受ける。この表面粗さを表面粗さ計で測定した。 1 0点表面粗さ 2 ( μ m ) を表面粗さを示す指標とした。

発明例 1〜 7 5はいずれも比較例 7 6〜 8 1 に対してドリル工具寿命に優れるとともに、ブランジ切削における表面粗さが良好であつた。これは Bによってフェライ卜が局部的に脆化され、表面創成がスムーズに行われたために良好な表面粗さを得られたと考えられる。

これらの表面粗さの改善効果は Sが 0 . 5 %超の場合に顕著であるが、 s量がそれより少ない場合でも切りくず処理性に効果が見られた。

さらに M n と Sの比率が従来鋼によく見られる 3程度でも効果が認められるが、 M n Sを小さくすると、より工具寿命が向上するとともに、表面粗さも向上する。この原因は B多量添加の環境下では微細な M n Sがフェライト中にも微細分散し、潤滑効果と脆化効果の両面に有効に機能するためと考えられる。ただし実施例 8 0のように M n / Sが小さすぎると F e Sが生成するため、圧延割れを生じる。本発明に関する評価では実施例 7 0は圧延割れのため、被削性等の評価が全くできなかったので、表中にはその評価結果を表記しなかった。

C量を若干変更した場合（表 1〜表 6、実施例 3 7〜 7 5 ) でも Bを大量に添加すること、さらに、パーライト面積率を制御することで良好な工具寿命と切削表面粗さを得ることができた。

なお、切り屑処理性に関しては切り屑のカール時の曲率が小さいもの、あるいは分断されているものが好ましい。そこで切り屑が 2 0 mmを超えた曲率半径で 3卷き以上連続してカールして長く延びた切り屑を不良とした。巻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 1 0 0 mmに達しなかったものは良好とした。

表 2 (表 1のつづき 1 )

表 3 (表 1のつづき 2 )

化成分 mass%

実施区分 C Si Mn P S B total-N total-0 V Nb Cr Mo W Ni Cu Sn Zn

36 発明例 0.091 0.006 1.54 0.079 0.77 0.0057 0.0050 0.0168

37 発明例 0.115 0.013 1.34 0.072 0.56 0.0102 0.0107 0.0194

38 発明例 0.118 0.011 1.61 0.083 0.76 0.0090 0.0091 0.0197

39 発明例 0.167 0.007 1.36 0.089 0.57 0.0052 0.0042 0.0166

40 発明例 0.171 0.006 1. 2 0.089 0.71 0.0097 0.0100 0.0191

41 発明例 0.064 0.007 1.15 0.086 0.59 0.0121 0.0132 0.0208

42 発明例 0 053 0.003 1.00 0.074 0.53 0.0104 0.0110 0.0172

43 発明例 0.052 0.014 1.13 0.077 0.58 0.0095 0.0098 0.0160

44 発明例 0.056 0.014 1.04 0.089 0.54 0.0082 0.0081 0.0109

45 発明例 0.053 0 013 1.06 0.077 0.59 0.0065 0.0059 0.0172 0.10

46 発明例 0.050 0.007 1.14 0.088 0.57 0.0115 0.0124 0.0181 0.038

47 明例 0 053 0.009 1.26 0.082 0.53 0 0094 0.0097 0.0185 0.67

48 発明例 0 058 0 006 1.13 0.076 0.54 0 0056 0.0047 0.0173 0.22

49 発明例 0.059 0.002 1.20 0.090 0.60 0.0090 0.0091 0.0192 0.48

50 発明例 0.057 0.005 1.31 0.082 0.56 0.0055 0.0046 0.0171 0.12

C 51 発明例 0.053 0.002 1.15 0.070 0.57 0.0076 0.0072 0.0186 0.24

52 発明例 0, 051 0. Oil 1.25 0.079 0.55 0.0085 0.0085 0.0157 0.0027

53 発明例 0.055 0.014 1.26 0.074 0.60 0.0109 0.0116 0.0058

54 発明例 0, 057 0.003 0.99 0.073 0.52 0.0070 0.0066 0.0103

55 ¾明例 0.051 0.011 1.09 0.087 0.51 0.0129 0.0142 0.0175

56 発明例 0.050 0.003 1.07 0.082 0.59 0.0063 0.0057 0.0187

57 発明例 0.055 0.010 1.17 0.075 0.53 0.0063 0.0057 0.0165

58 発明例 0.055 0.004 1.27 0.072 0.53 0.0126 0.0138 0.0189

59 癸明例 0.059 0.010 1.12 0.080 0.56 0.0123 0.0134 0.0173

60 発明例 0 052 0. Oil 1.03 0.087 0.53 0.0113 0.0121 0.0087

61 発明例 0 056 0.008 1.46 0.079 0.54 0.0087 0.0100 0.0049

62 発明例 0.051 0.009 1.65 0.077 0.56 0.0089 0.0099 0.0045

63 発明例 0.056 0.006 1.45 0.082 0.54 0.0098 0.0099 0.0020

64 発明例 0.061 0.007 1.40 0.081 0.57 0.0089 0.0091 0.0123

65 発明例 0.071 0.011 1.10 0.002 0.55 0.0087 0.0095 0.0110

66 発明例 0.060 0.010 1.20 0.078 0.60 0.0103 0.0124 0.0112

67 発明例 0.060 0.009 1.06 0.077 0.53 0.0110 0,0121 0.0100

68 発明例 0.060 0.009 1.08 0.076 0.54 0.0092 0.0112 0.0101

69 発明例 0.070 0.008 1.40 0.086 0.56 0.0088 0.0095 0.0157

70 発明例 0.061 0.010 1.53 0.077 0.61 0.0104 0.0124 0.0058

71 発明例 0.060 0.006 1.35 0.077 0.54 ◦, 0110 0.0122 0.0189

1S

3

表 6 (表 1のつづき 5)

化学成分（mass%) 熱処理 'ヽ' -ライト VL1000 表面粗さ切り屑実施区分 Ti Ca Zr Mg Te Bi Pb Al Mn/S 面積率（¾) m/min Rz( μ ) 処理性

72 発明例 0.0016 2.51 QT 2.2 132 7.2 〇

73 発明例 0.0016 0.0010 0.0006 3.00 QT 2.6 134 9.1 〇

74 発明例 0.0010 3.00 QT 1.9 130 8.2 O

75 発明例 0.0022 0.0017 0.0009 2.00 QT 2.9 130 6.4 〇

76 比較例 0.0012 2.90 焼準 5.8 97 17.0 X

77 比較例 0.0013 3.05 焼準 5.8 119 21.1 O

78 比較例 0.0017 2.83 焼準 5.8 100 24.4 O

79 比較例 0.0011 3.03 焼準 5.3 119 24.2 〇

80 比較例 0.0013 0.90

81 比較例 0.0027 2.81 焼準 5.9 117 24.6 X

表 7

(実施例 2 )

表 9、表 1 0 (表 9のつづき 1 ) 、表 1 1 (表 9のつづき 2 ) 、表 1 2 (表 9のつづき 3 ) 、表 1 3 (表 9のつづき 4 ) 、表 1 4 ( 表 9のつづき 5 ) に示す供試材は一部は 2 7 0 t転炉で溶製後、冷却速度が 1 0〜 1 0 0 °C Zmin になるように铸造した。ビレツ卜に分解圧延、さらに φ 5 0 nunに圧延した。他は 2 t真空溶解炉にて溶製し、 0 5 0 に圧延した。このとき、铸型断面寸法を変えることにより铸片の冷却速度を調整した。材料の被削性は表 7に条件を示すドリル穿孔試験と表 8に条件を示すプランジ切削によって評価した。ドリル穿孔試験は累積穴深さ 1 0 0 0 mmまで切削可能な最高の切削速度（いわゆる V L 1 0 0 0、単位： mZmin ) で被削性を評価する方法である。ブランジ切削は突切工具によって工具形状を転写して表面粗さを評価する方法である。その実験方法の概要を図 7 ( a ) 、図 7 ( b ) に示す。実験では 2 0 0溝加工した場合の表面粗さを表面粗さ計で測定した。 1 0点表面粗さ 2 (単位： / x m) を表面粗さを示す指標とした。

円相当径にて 0. 1〜 0. 5 μ mの寸法の M n Sを主成分とする硫化物密度の測定は、 φ 5 Ο ηπα圧延後の圧延方向と平行な断面の Q 部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 1 0 0 0 0倍で 1視野 8 0 μ m² を 4 0視野以上行い、それを 1平方ミリメートル当たりの Mn Sを主成分とする硫化物数に換算して算出した。表 1 0、表 1 2および表 1 4の（ 1 ) 式計算値で 1 以下のものは本発明を満たしている開発鋼である。

図 2 ( a ) 、図 2 ( b ) に示すように、光学顕微鏡レベルでは確認できないサイズの Mn Sが、 T EMレプリ力の観察により発明例と比較例では寸法、密度に明確な差が見られる。 '

なお、表 1 0、表 1 2、表 1 4の切削抵抗および切り層処理性とは次のとおりである。切削抵抗は旋盤のターレツト'に圧電素子型ェ具動力計（キスラー社製）を装着、その上に工具を通常の切削と同様の位置になるようにセットして、プランジ切削して測定した。これにより工具に負荷される主分力と背分力をそれぞれ電圧信号として測定することができる。切削速度、送り速度等の切削条件は切削表面粗さを評価したものと同様である。

切り屑処理性に関しては切り屑のカール時の曲率が小さいもの、あるいは分断されているものが好ましい。そこで切り屑が 2 0 mmを超えた曲率半径で 3卷き以上連続してカールして長く延びた切り屑を不良とした。卷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 1 0 0 mmに達しなかったものは良好とした。

被削性では、発明例はいずれも比較例に対してドリル工具寿命に優れるとともに、ブランジ切削における表面粗さが良好であった。特に表面粗さについては微細 M n S と B Nの複合析出の効果により非常に優れた値を得ることができた。

9Ζ00 ·0 S9I0 ·0 900 ·0 Ζ9

9900 Ό 0020 SSOO ·0 £9

9Ζ00 ·0 Ι9Ι0Ό 8 )0 ·0 Ζ

0S00 ·0 S9I0 ·0 2910 ·0

9通 0910 Ό 2600

9900 Ό 60X0 ·0 69X0 "0 19

Ζ900 Ό ½Ι0 ·0 S900 Ό OS

8Ζ00 ·0 Ζ9Ι0 ·0 1100 Ό Ζ

IS00 ·0 8020 Ό 20X0 ·0

2900 ·0 Χ9Ι0·0 8ΖΙ0 ·0 9S

8100 ·0 6200 ·0 9020 Ό ssio-o SS

8S0 ·0 εζοο ·ο 06X0 ·0 ΟΖΤΟ ·0 6f

0010 '0 εζοο ·ο 18X0 ·0 UOO'O

S900 ·0 εο·ο S00 ·0 8SI0 ·0 Ζ900 ·0 8 ζζ ·0 8細 ·0 00S0 ·0 8 00 ·0 Ζ9

8S ·0 9900 ·0 8020 ·0 6900 Ό 09

8Ζ ·0 π ·0 zsoo ·0 0610 Ό ΟΙΙΟ Ό 9^ εζ ·ο 01 ·0 SSOO Ό 610 ·0 81X0 -0 8f

9ε ·ο 9900 ·0 60Ζ0 ·0 mo'o 8S ·0 9900 ·0 ΖΟΖΟ ·0 Ζ800 Ό 6S

900 ·0 6Ζ00 ·0 9ΖΙ0Ό ISOO 99

01 ·0 ΟΖΟΟ ·0 18X0 Ό 9ΖΙ0Ό

8900 Ό Ζ8Ι0 ετιο ·ο 9 ΖΟΟ ·0 ·0 0 ·0 09

6細 Ό 020 ·0 1900 ·0 29

6200 ·0 ½ΙΟ 5Ζ10 19

6S00O Ζ9Τ0 ·0 S ΐΟ·0 Lf

1900 ·0 ΖΖΙΟΌ ηοο ·ο S

9900 SSIO ·0 ZS

02.00 Ό COSO ·0 Ο Ο'Ο 99 ΐΝ qN Λ a S

(%»») ½ ¾y

0 (表 9のつづき 1 )

o

表 1 2 (表 9 のつづき 3 )

化学成分（質量％) 鏡造時の圧延仕上り TEMレプ ' '力 BN複合

区 VL1000 表面鋼冷却速度温度 MnS密虔折出率

分 ΖιΓ g 1 e 151 r D A 1丄 (m/min) ( μ

( °C/min) CO (個/ mm²) ( % )

31 0. 003 16 1057 86221 14 132 7.

32 0. 002 45 1120 142738 15 147 7.

33 0. 002 16 1017 61245 10 149 7.

34 0. 004 78 1110 272514 28 133 7.

35 0. 17 0. 002 77 1168 262609 15 135 4.

36 0. 298 0. 002 21 1106 81541 18 146 5.

37 0. 003 52 1100 194907 16 145 5.

38 0. 002 59 1085 301851 15 132 6.

39 0. 001 22 1191 125206 30 145 6.

40 0. 003 74 1125 262061 11 135 5.

41 0. 003 23 1036 108319 19 144 7.

42 0. 002 50 1163 170214 17 133 8.

43 0. 003 11 1171 50750 25 137 6. 発

44 0. 004 69 1098 234200 10 138 7.

45 0. 286 0. 004 53 1095 289829 14 148 6. 明

46 0. 20 0. 003 53 1089 186791 22 147 6.

47

例 0. 002 89 1011 416010 26 140 5.

48 0. 0018 0. 001 85 1000 333350 13 144 6.

49 0. 0021 0. 001 86 1003 353921 12 139 6.

50 0. 0010 0. 003 20 1173 146542 22 145 4.

51 0. 002 78 1130 253458 21 145 4.

52 0. 001 79 1126 262337 20 140 4.

53 0. 001 65 1002 189562 20 140 4.

54 0. 001 82 1121 252563 21 135 4.

55 0. 001 54 1056 164512 20 140 4.

56 0. 001 77 1096 132654 17 135 5.

57 0. 0012 0. 001 78 1059 192563 14 135 5.

58 0. 0014 0. 001 62 1100 189562 15 135 5.

59 0. 0011 0. 001 50 1058 123654 16 140 4.

60 0. 001 51 1123 165842 14 135 5.

表 1 4 (表 9 のつづき 5 )

成分（質量％) 鎮浩の E什 hり TFMレプリカ口

区化学 ff S

VL1000 表面鋼冷却谏度温度 MnS 麼析出-l率

分 L Mg e (m/min) ( /z

( C/min) (°c) (個/ ( % )

61 0. 002 71 1005 212365 16 140 5. 発 62 0. 001 70 1022 196354 14 140 6. 明 63 0. 002 56 1006 156235 20 145 5. 例 64 0. 001 69 1215 142562 19 140 4.

65 0. 001 72 1231 212365 17 135 5.

66 0. 004 6 865 232 0 92 1

67 0. 004 7 820 194 0 95 1

68 0. 002 5 784 214 0 66 18

69 0. 001 2 831 53 0 83 15 比

70 0. 002 5 814 192 0 99 1

71 0. 001 8 763 227 0 73 18 較

72 0. 003 4 799 161 0 79 18

73 0. 004 3 821 141 0 66 19 例

74 0. 002 8 844 207 0 75 17

75 0. 001 2 774 57 0 93 16

76 0. 003 6 891 180 1 93 1

77 0. 004 6 827 154 1 83 15

産業上の利用可能性

以上説明したように、本発明は切削時の工具寿命と切削表面粗さ、および切り屑処理性に優れた特性を有するため自動車用部材、一般機械用部材に用いることが可能となる。

Claims

請求の範囲

1. 質量⁰/。で、 C ： 0. 0 0 5〜 0. 2 %、

S i ： 0. 0 0 1〜 0. 5 %、

M n ： 0. 2〜 3. 0 %、

P : 0. 0 0 1〜 0. 2 %、

S ： 0. 0 3〜 1. 0 %、

T . N ： 0. 0 0 2〜 0. 0 2 %、

T . O : 0. 0 0 0 5〜 0. 0 3 5 %、

残部 F eおよび不可避的不純物からなる鋼で、鋼中 Mn Z Sを 1. 2〜 2. 8、または鋼のミクロ組織において粒径 1 mを超えるパ一ライトの面積率が 5 %以下のいずれか、または両方を満足し、さらに鋼の表面粗さ R z ： Ι ΐ μ πι以下としたことを特徴とする被削性に優れた鋼。

2. 質量⁰/。で、 C ： 0. 0 0 5 %〜 0. 2 %、 Μ η ： 0. 3〜 3 . 0 %、 S ： 0. 1〜 1. 0 %を含み、抽出レプリカにて採取した透過電子顕微鏡で観察する Mn Sに関し、鋼材の圧延方向と平行な断面において円相当径にて 0. 1 ~ 0. 5 μ πιのものの存在密度が 1 0， 0 0 0個 Zmm² 以上にし、さらに鋼の切削表面粗さ R z ： 1 1 μ πι以下となることを特徴とする被削性に優れた鋼。

3. 請求項 1 または 2記載の鋼において、更に、 Β ： 0. 0 0 0 5〜 0. 0 5質量％を含有することを特徴とする被削性に優れた鋼

4 請求項 1記載の鋼において、抽出レプリカにて採取した透過電子顕微鏡で観察する M n Sに関し、鋼材の圧延方向と平行な断面において円相当径にて 0. 1〜 0. 5 μ mのものの存在密度が 1 0 ， 0 0 0個/匪² 以上であることを特徴とする被削性に優れた鋼。

5. 請求項 1記載の鋼において、更に S量を 0. 2 5 0. 7 5 質量％、 B量を 0. 0 0 2 0. 0 1 4質量⁰ /₀に規制し、かつ S と B含有量が下記 1式を満足する図 4に示す A， B , C , Dで囲まれる領域内にある Sおよび B量を含有し、かつ Mn S中に B Nが析出した硫化物を含むことを特徴とする被削性に優れた鋼。

( B - 0.008) 2 /0.006² + ( S— 0.5) ² /0.25²≤ 1 1式

†_r は lick 9 に V¹—記載の鋼が、に、質量％

V · π 0 5 1. 0 %

N u . n 0 0 5 0 2 %

i . 0リ 0 1 2. 0 %

M n · n 0 5 1. 0 %

vv · . リ 0 5 1. 0 %

N i - o 0 5 2. 0 %

C u · 0 o 1 2 0 %

S n ： 0 0 0 5 2 0 %

Z n ： 0 0 0 0 5 0 . 5 %

T i ： 0 0 0 0 5 0 . 1 %

C a ： 0 0 0 0 2 0 . 0 0 5 %

Z r ： 0 0 0 0 5 0 . 1 %

M g ： 0 0 0 0 3 0 . 0 0 5 %

T e ： 0 0 0 0 3 0 . 0 5 %

B i ： 0 0 0 5 0 5 %

P b ： 0 0 1 0. 5 %

A 1 ： ≤ 0 0 1 5 %

7. 請求項 3のいずれかの項に記載の鋼の製造方法であって、請求項 1記載の鋼成分を有する溶鋼を铸造後 1 0〜 1 0 0 °cz分の冷却速度で冷却し、熱間圧延後の冷却を A ₃ 点から 5 5 0 °Cまでの範囲を 0 . 5 °C /秒以上の冷却速度で冷却することを特徴とする被削性に優れた鋼の製造方法。

8 . 請求項 4または 5記載の鋼の製造方法であって、請求項 2記载の鋼成分を有する溶鋼を铸造後 1 0〜 1 0 0 °C /分の冷却速度で冷却後、熱間圧延の仕上げ温度を 1， 0 0 0 °C以上に規制し、熱間圧延後の冷却を A ₃ 点から 5 5 0 °Cまでの範囲を 0 . 5 °C Z秒以上の冷却速度で冷却することを特徴とする被削性に優れた鋼の製造方法。

9 . 請求項 1〜 6の何れかの項に記載の鋼の製造方法であって、熱間圧延後の冷却に引き続き、更に硬度調整のための加熱温度を 7 5 0 °C以下に規制することを特徴とする被削性に優れた鋼の製造方法。

1 0 . 請求項 7〜 9の何れかの項に記載の鋼の製造方法であって、前記鋼が、更に、質量。/。で、

V ： 0 . 0 5〜： L . 0 %、

N b 0 0 0 5〜 0 . 2 %、

C r 0 0 1〜 2 . 0 %、

M o 0 0 5〜 . 0 %、

W 0 0 5〜 . 0 %、

N i 0 0 5〜 . 0 %、

C 0 0 1〜 . 0 %、

S n 0 0 0 5 2 . 0 %、

Z n 0 0 0 0 5 0 5 %、

T i 0 0 0 0 5 0 1 %、

C a 0 0 0 0 2 0 0 0 5 %、 Z r ： 0. 0 0 0 5〜 0. 1 %、

M g : 0. 0 0 0 3〜 0. 0 0 5 %、

T e : 0. 0 0 0 3〜 0. 0 5 %、

B i : 0. 0 0 5〜 0. 5 %、

P b : 0. 0 1〜 0. 5 %、

A 1 : ≤ 0. 0 1 5 %、