WO2005054532A1 - 仕上面粗さに優れた低炭素複合快削鋼材およびその製造方法 - Google Patents

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WO2005054532A1
WO2005054532A1 PCT/JP2004/017600 JP2004017600W WO2005054532A1 WO 2005054532 A1 WO2005054532 A1 WO 2005054532A1 JP 2004017600 W JP2004017600 W JP 2004017600W WO 2005054532 A1 WO2005054532 A1 WO 2005054532A1
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WO
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steel
less
cutting
machinability
free
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PCT/JP2004/017600
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English (en)
French (fr)
Inventor
Hiroshi Yaguchi
Koichi Sakamoto
Tomoko Sugimura
Goro Anan
Katsuhiko Ozaki
Original Assignee
Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho
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Publication date
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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur

Definitions

  • the present invention relates to a low-carbon sulfur-based free-cutting steel excellent in machinability without containing Pb and a method for producing the same.
  • the steel material described here refers to a hot-rolled steel wire, a steel rod, and the like.
  • a large amount of S is added to screws and -pulls, which are mainly small parts that are manufactured in large quantities by cutting without emphasizing mechanical properties so much.
  • the added low carbon sulfur free-cutting steel is used.
  • As a free-cutting steel with even better machinability a composite free-cutting steel containing Pb in addition to s is widely used.
  • Pb is a harmful substance that is harmful to health
  • reduction of the amount of Pb in free-cutting steel is required. Te is sometimes used, but it is toxic and at the same time impairs hot workability, so its reduction is required.
  • the texture (matrix properties) other than inclusions also have an important effect on machinability.
  • a striped pearlite structure that is continuous in the rolling direction is specified (see Patent Document 14), and the amount of solid solution C in proeutectoids is specified (see Patent Document 15). .
  • low-carbon sulfur-based free-cutting steel S: 0.16-0.5 wt%, N: 0.003-0.03 wt%, acid Element: Contains lOOppm or more and 300ppm or less, and contains more N than free-cutting steel produced by the conventional continuous manufacturing method, thereby reducing the amount of constituent cutting edges generated on the tool surface during cutting.
  • the material is made equal to or more than the ingot material (see Patent Document 16).
  • Patent Document 1 Japanese Patent No. 1605766 (Claims)
  • Patent Document 2 Japanese Patent No. 1907099 (Claims)
  • Patent Document 3 Japanese Patent No. 2129869 (Claims)
  • Patent Document 4 Japanese Patent Application Laid-Open No. 9-157791 (Claims)
  • Patent Document 5 Japanese Patent Application Laid-Open No. 11-293391 (Claims)
  • Patent Document 6 JP-A-2003-253390 (Claims)
  • Patent Document 7 Japanese Patent Application Laid-Open No. 9-31522 (Claims)
  • Patent Document 8 JP-A-56-105460 (Claims)
  • Patent Document 9 Patent No. 1605766 (Claims)
  • Patent Document 10 Patent 1907099 (Japanese Patent Publication No. 4-54736) (Claims)
  • Patent Document 11 Patent 2922105 (Claims)
  • Patent Document 12 Japanese Patent Application Laid-Open No. Hei 9-71838 (Claims)
  • Patent Document 13 Japanese Patent Application Laid-Open No. 10-158781 (Claims)
  • Patent Document 14 Patent No. 2125814 (Japanese Patent Publication No. 1-11069) (Claims)
  • Patent Document 15 Patent No. 2740982 (Claims)
  • Patent Document 16 Japanese Patent No. 2129869 (Japanese Patent Publication No. 8-949) (Claims) Disclosure of the Invention
  • MnS having a major axis of 5 ⁇ m or more, a minor axis of 2 ⁇ m or more, and a major axis / minor axis ratio of 5 or less is converted to an all-MnS-based material. At least 50% of the inclusions and the average content of Al 2 O in the inclusions is 15% or less.
  • the total amount of Pb, Bi, and Te should be 0.2% or more. Sufficient machinability can be obtained without the addition of these elements.
  • Patent Documents 7 and 8 although the amount of oxygen in steel or molten steel is controlled in order to control the size and form of sulfide-based inclusions, the actual amount of oxygen is 100%. — High at 500ppm level. At such a high oxygen level, not only the generation of oxidized inclusions harmful to machinability but also the occurrence of blowholes which cause the generation of surface flaws becomes more likely to occur.
  • the present invention has been made in view of a powerful problem, and even in a case where toxic Pb, Bi, Te, or other special elements are not added, a coating having particularly excellent finished surface roughness.
  • An object of the present invention is to provide a low-carbon sulfur-based free-cutting steel material having machinability and a suitable production method thereof.
  • the gist of the low-carbon composite free-cutting steel material of the present invention having excellent finished surface roughness has a mass of 0 /.
  • the contents of Mn and S satisfy the relations of Mn * S: 0.40-1.2 and Mn / S ⁇ 3.0, respectively, with the balance being Fe and unavoidable impurity forces, and the metal structure is ferrite-pearlite structure force.
  • the average width (/ zm) of the sulfide-based inclusions in the steel material is 2.8 * log d or more, and the steel structure has The hardness of the precipitated ferrite should be HV133-150.
  • another gist of the low-carbon composite free-cutting steel material having excellent finished surface roughness according to the present invention is as follows: C: 0.02-0.12%, Si: 0.01%
  • the average resistance of the sulfide-based inclusions in the steel material (zm) is 2.8 * log d or more and the deformation resistance at the strain of 0.3 obtained by the compression test at the deformation speed of 0.3 mmZmin is 200 mm.
  • the difference in deformation resistance between ° C and 25 ° C must be between llOMPa and 200MPa.
  • the gist of a preferred method of manufacturing a low carbon composite free-cutting steel material having excellent finished surface roughness is as follows.
  • the free oxygen (Of) in the molten steel before the production is set to 30 ppm or more and less than 100 ppm, and the ratio OfZS between Of and S is controlled to 0.005-0.030. That is.
  • the roughness of the finished surface of a free-cutting steel material largely depends on the generation, size, shape and uniformity of the constituent cutting edges.
  • a component edge is a phenomenon in which a part of the work material adheres to the tool surface and acts as a part of the tool, and reduces the roughness of the work material, particularly the initial surface finish. Although this cutting edge is generated only under certain conditions, the cutting conditions for free-cutting steel materials in the industry are generally the above-mentioned conditions generated by the cutting edge.
  • the constituent cutting edge also has the effect of protecting the cutting edge of the tool and improving the tool life. Therefore, from a comprehensive viewpoint, it is not advisable to eliminate (suppress the generation of) the cutting edge, but it is important to stably generate the cutting edge and make the size and shape uniform.
  • the constituent cutting edges are generated stably and the size and shape are made uniform. Further, it is a major feature that the hardness of proeutectoid ferrite in the metal structure of the steel having the ferrite-pearlite composite structure is controlled to stably form the constituent cutting edge and to make the size and shape uniform.
  • the difference between the deformation resistance at a high temperature and the deformation resistance at a room temperature in a compression test of a steel material is set to an appropriate range, and As in the case of ferrite hardness control, stabilizing the cutting edge is a major feature.
  • FIG. 1 is an explanatory diagram showing the relationship between the contents of Mn and S in the present invention.
  • FIG. 2 is an explanatory diagram showing a change in deformation resistance of a steel material depending on a compression test temperature.
  • FIG. 3 Relationship between strain and deformation resistance at room temperature from 25 ° C to 200 ° C in compression test of steel.
  • the low-carbon sulfur-based free-cutting steel material of the present invention is premised on a composite structure of ferrite and pearlite in order to improve machinability.
  • the hardness of proeutectoid ferrite in the composite metal structure is set in the range of HV133-150, preferably in the range of HV135-145. Control.
  • the work hardening during cutting of the free-cutting steel material in the cutting process is reduced to stably generate the constituent cutting edge, and the size and shape are made uniform. Can improve the finished surface roughness.
  • the effect of work hardening during machining of free-cutting steel is significant. If the amount of the work hardening during the cutting is reduced, the component cutting edge can be generated stably. Therefore, it can be said that the above-mentioned hardness regulation of the proeutectoid fly is to reduce the amount of work hardening of the free-cutting steel material during machining or to reduce the amount of work hardening to an optimum range.
  • the hardness of the pro-eutectoid filler is HV133, more strictly less than HV135, the pro-eutectoid filler becomes too soft and the work hardening of the free-cutting steel material during machining becomes extremely large. As a result, the formation of the constituent cutting edge becomes unstable, the size and shape become uneven, and the finished surface roughness is significantly reduced.
  • machinability after cold drawing is also improved. For this reason, even if the area reduction rate of cold drawing or cold drawing, which is usually performed before cutting of free-cutting steel material, is reduced, in other words, regardless of these cold working rates, the same There is also an advantage that the machinability can be obtained. Conventionally, these cold workings are also performed for improving the machinability, which is performed for improving the shape and dimensional accuracy of free-cutting steel materials. However, in order to improve the machinability, a certain large area reduction rate is required, which may hinder the original purpose of cold working, such as shape and dimensional accuracy. Reduced workability and efficiency Was.
  • the cold working can be performed only for the purpose of improving the shape and dimensional accuracy, which is the original purpose of the cold working. Further, there is a great advantage that the same machinability can be obtained irrespective of the reduction rate of cold working and even if the reduction rate of cold working is reduced.
  • the hardness of the proeutectoid ferrite is measured by etching the metal structure of the sample, and then using a commercially available micro Vickers hardness tester with a load of 5 kg or less, measuring only the proeutectoid ferrite part in the steel structure. Can be measured by measuring the hardness. However, at this time, since the measurement is performed on a small portion of the steel material, taking into account the variation in the entire steel material, measurement is performed at a total of about 15 locations in the length direction and diameter (thickness) direction of the steel material, and the measurement is performed. The average is defined as the hardness of proeutectoids. Of course, there may be more than 15 measurement points.
  • the hardness of proeutectoid ferrite is controlled by solid solution strengthening by the combination of specific elements such as P and N, or furthermore, Cu and Ni, and the hot rolling temperature and cooling after hot rolling described later. This is performed in combination with manufacturing conditions such as speed.
  • the solid solution strengthening elements include Si, Mn, Cr and the like in addition to the above-mentioned elements, but in the present invention, these elements are not used for the reasons described later.
  • the hardness of the proeutectoid ferrite described above is regulated, and without directly measuring the hardness of the proeutectoid ferrite, the deformation resistance is controlled by the compression test of the steel material. Can also be achieved. In other words, similarly to the hardness of proeutectoid ferrite, it is possible to evaluate the stability of the formation of the cutting edge by the deformation resistance of the steel material by the compression test.
  • the material of the work material adheres to the tool surface during the machining of the constituent cutting edge, and the force also contributes to the cutting as a part of the tool. Since the component cutting edge is formed by the work material, it grows and falls repeatedly during cutting. Therefore, depending on the location of the tool, the size of the component cutting edge may change, thereby affecting the roughness of the free-cutting steel surface. receive.
  • the component cutting edge locally undergoes large plastic deformation at the interface between the chip and the component cutting edge, thereby generating chips. If the places subjected to this plastic deformation vary, the edge of the component becomes larger or smaller. Therefore, in order to stabilize the cutting edge, the point where the plastic deformation concentrates should be constantly concentrated on the interface between the cutting edge and the chip, and the point where the plastic deformation concentrates should not fluctuate in other places. U, who wants to.
  • the difference between the deformation resistance at 200 ° C and 25 ° C of the deformation resistance when the strain is 0.3 obtained by the compression test at a deformation speed of 0.3 mmZmin.
  • the difference in deformation resistance between 200 ° C. and 25 ° C. in the compression test is llOMPa or more and 200 MPa or less.
  • the component cutting edge can be stably formed. It can be generated.
  • FIG. 2 shows the change in the deformation resistance of the steel material depending on the compression test temperature.
  • black triangles indicate invention example 52 in Example 3 described later, and black squares indicate comparisons in Example 3 described later.
  • FIG. 2 shows the deformation resistance at a strain of 0.3 obtained by a compression test at a deformation speed of 0.3 mmZmin.
  • the invention example has a higher deformation resistance at each temperature than the comparative example.
  • the deformation resistance increases from room temperature of 25 ° C, and tends to become the maximum at 200 ° C, and the deformation resistance decreases remarkably at higher temperatures.
  • the difference in the deformation resistance between the room temperature of 25 ° C and 200 ° C which is the region where the deformation resistance is increased, depends on the degree of concentration at the point where the plastic deformation is concentrated and the stabilization of the constituent cutting edge. Has a significant effect. Therefore, in the present invention, the machinability is defined by the difference in deformation resistance between the room temperature of 25 ° C and 200 ° C.
  • the difference in the deformation resistance between room temperature of 25 ° C and 200 ° C corresponds well with the evaluation of the machinability of the steel according to the above-mentioned regulation of the hardness of the proeutectoid ferrite.
  • the difference between the deformation resistance between 200 ° C and 25 ° C in the compression test in the range of llOMPa or more and 200MPa or less and the range of the hardness of proeutectoid ferrite in the composite metal structure of HV133-150 do not overlap well. It can be said that it is compatible.
  • FIG. 3 shows the difference in deformation resistance between room temperature of 25 ° C. and 200 ° C. between the above-mentioned invention example and the comparative example when the strains are 0.1, 0.2, and 0.3, respectively.
  • a white bar graph is a comparative example, and a bar graph with diagonal lines is an invention example. From FIG. 3, it can be seen that the greater the strain, the more noticeable the difference in deformation resistance between room temperature 25 ° C and 200 ° C. However, even if the strain in the compression test is increased to 0.3 or more, there is no large difference in the deformation resistance from room temperature 25 ° C to 200 ° C when the strain is 0.3. Was set to 0.3.
  • the difference in the deformation resistance between 200 ° C and 25 ° C at a strain of 0.3 obtained by the compression test specified in the present invention is determined by controlling the hardness of the proeutectoid filler. It can be controlled in the same way as. That is, the solid solution strengthening is performed by a combination of specific elements such as P and N, or further, Cu and Ni described below, and the manufacturing conditions such as a hot rolling temperature and a cooling rate after hot rolling described below are combined. .
  • composition unit: mass% of the low-carbon sulfur-based free-cutting steel material of the present invention
  • the limitation of each element This will be described below, including the reason.
  • the free-cutting steel material of the present invention is a component which emphasizes machinability without giving much importance to mechanical properties, and is mainly made of small components, such as screws, which are manufactured in large quantities by cutting. , -Puples etc. are applicable.
  • machinability required for these applications (applications)
  • the chemical composition is also important in order to obtain the ferrite-pearlite composite structure in accordance with the production conditions described later.
  • one or more of Cu: more than 0.30%, 1.0% or less, Ni: more than 0.2%, 1.0% or less may be further added to the above component composition. Selective inclusion.
  • C is contained to secure the strength of the steel and to secure the hardness of the proeutectoid ferrite and the difference in deformation resistance between 200 ° C and 25 ° C by a compression test. If the C content is less than 0.02%, the strength of the steel and the hardness of the pro-eutectoids are insufficient. At the same time, the toughness and ductility become excessive and the machinability decreases. On the other hand, if the C content exceeds 0.12%, the strength and the hardness of the proeutectoid ferrite become excessively high, and the machinability is rather lowered. For this reason, the lower limit of C is set to 0.02%, preferably 0.03%, and the upper limit is set to 0.12%, preferably 0.07%.
  • Mn l. 0—2.0%.
  • Mn combines with S in steel to form a MnS sulphide and improves machinability. Also, it suppresses red heat embrittlement due to FeS generation.
  • the lower limit of Mn is set to 1.0%.
  • Mn has a deoxidizing effect. Deoxidizes the free oxygen (Of) in the molten steel before forming, and reduces the amount of Of necessary for large-scale MnS ball milling. Further, the strength is excessively increased, and the machinability is rather reduced. Therefore, the upper limit of Mn is set to 2.0%, and the content is further regulated in relation to S described later, so that the deoxidizing effect is not exerted. Try to contribute.
  • P improves machinability by controlling the hardness of proeutectoid ferrite to HV133-150 by solid solution strengthening and controlling the difference in deformation resistance between 200 ° C and 25 ° C by compression test. It is an important element to make it work. That is, in the present invention, the combination of the solid solution strengthening of P and the solid solution strengthening of N described later, or the solid solution strengthening of selectively contained Cu and Ni, enables the hot rolling temperature and hot rolling described below to be performed. By combining the cooling rate after rolling, etc., the hardness of the proeutectoid ferrite and the difference in deformation resistance between 200 ° C and 25 ° C in the compression test can be controlled within the above range. In order to exhibit this effect, the content of P must be 0.05% or more. On the other hand, if the content of P exceeds 0.20%, the effect is saturated, so the upper limit is 0.20%.
  • S is an element that forms masonry with Mn to improve machinability, and if it is less than 0.30%, the effect is insufficient. On the other hand, if the content exceeds 0.60%, reduction in hot workability is a concern. For this reason, the lower limit is 0.30%, preferably 0.35%, while the upper limit is 0.60%, preferably 0.50%.
  • FIG. 1 shows the relationship between the contents of Mn and S in the present invention.
  • the horizontal axis is the Mn content (%)
  • the vertical axis is the S content (%)
  • Each is shown.
  • the content range of each of the Mn and S content forces, and the range that satisfies all the relationships of Mn * S: 0.40-1.2 and Mn / S ⁇ 3.0 are indicated by hatching. It is the range shown.
  • Mn and S The content of Mn and S is Mn * S: in the range of 0.40 to 1.2, preferably 0.45 to 1.0, more preferably 0.5 to 0.8. If the value exceeds the upper limit, the amount of S becomes too large, and the amount of free oxygen required for controlling the MnS form is reduced. For this reason, the machinability decreases. On the other hand, if the value falls below the lower limits, the absolute amount of MnS decreases and the machinability decreases, or the amount of free oxygen increases, increasing the risk of blowhole formation.
  • MnZS is less than 3.0, FeS is generated, and workability such as hot rolling is reduced, and it becomes difficult to manufacture steel itself.
  • Si 0.01% or less.
  • Si has a deoxidizing effect, it deoxidizes free oxygen (Of) in molten steel before forging, and the amount of Of necessary for large spheroidization of MnS is insufficient. This effect is remarkable when the content of Si exceeds 0.01%, and when the content of Si exceeds 0.01%, a hard oxide is generated and the machinability is extremely reduced. . For this reason, the content of Si is limited to 0.01% or less.
  • N 0.007—0.02%.
  • N is an important element for controlling the hardness of proeutectoid ferrite in the range of HV133-150 by solid solution strengthening as in the case of P.
  • N has an important effect of strengthening the dynamic strain aging of the steel material by solid solution strengthening and stabilizing the generation of the constituent edge.
  • the dynamic strain aging of steel has the effect of stabilizing the formation of the constituent edge, and if the dynamic strain aging of the steel becomes remarkable, the constituent edge is generated stably and the size and shape are made uniform. Further, if the dynamic strain aging of the steel material becomes remarkable, there is also an effect that the difference in the deformation resistance between 200 ° C and 25 ° C in the compression test can be increased and controlled within the above specified range. Further, N has the effect of improving machinability, especially surface roughness.
  • N In order to exert these effects, it is necessary to contain N in an amount of 0.007% or more, and if it is less than 0.007%, these effects are insufficient. On the other hand, N content exceeds 0.02% However, the hardness of the pro-eutectoid fly becomes too high, and the workability such as hot rolling decreases. Therefore, N has a lower limit of 0.007% and an upper limit of 0.02%.
  • the total amount of N and the solid solution nitrogen (solid solution N) of the steel material be 70 ppm or more. Even if the total amount of N is large, if the dissolved nitrogen is less than 70 ppm, the dynamic strain aging of the steel material will not be large, and the difference in deformation resistance between 200 ° C and 25 ° C in the compression test may not be large. is there.
  • the amount of nitride-forming elements such as Ti, Nb, V, Al, and Zr is reduced. It is also effective to increase the heating temperature during the final hot working (hot rolling, hot forging) or to increase the cooling rate thereafter.
  • the free oxygen (Of) in the molten steel before the production is set to 30 ppm or more and less than 100 ppm, and the ratio OfZS between Of and S is 0.0005. Control it to 0.30.
  • the MnS referred to in the present invention includes, in addition to a compound mainly containing S represented by MnS, MnS in which oxygen is dissolved as a solid solution or MnS which is combined with an oxide. Therefore, the oxygen that forms a solid solution in MnS has a great effect on the size and shape of MnS. And these MnS are generated in molten steel before forging. In this regard, it does not make sense to specify the amount of oxygen at the stage of the product steel material.
  • the form of MnS is determined by the amount of Of in the molten steel before forging, and by setting the Of in the molten steel before forging to the above range, MnS can be made into a large sphere and the machinability is improved.
  • the measurement of Of in the molten steel was performed by measuring the electromotive force using a commercially available immersion-type consumable molten steel oxygen sensor composed of an oxygen concentration battery and a thermocouple as a temperature sensor, and using a calculator. Free oxygen is measured in terms of oxygen concentration.
  • YAMARI-ELECTRONITE CO., LTD HY-OP DIGITAL INDICATOR MODEL was used for measurement and calculation of these electromotive forces.
  • Cr, Ti, Nb, V, Al, and Zr adhere to the solute N, which is effective for machinability, to form nitride. Therefore, these elements reduce the amount of solute N and reduce machinability.
  • the adverse effect is particularly significant when Cr is contained in more than 0.04% or when Ti, Nb, V, Al, and Zr are contained in a total amount exceeding 0.020%. Therefore, in the present invention, it is preferable to reduce these elements as much as possible.
  • Cr is regulated to preferably 0.04% or less, more preferably 0.02% or less.
  • Ti, Nb, V, Al, and Zr are regulated to preferably 0.020% or less, more preferably 0.015% or less, and even more preferably 0.010% or less in the total amount of these elements. I do.
  • Cu and Ni form a solid solution in ferrite and strengthen the ferrite, it is effective to control the hardness of proeutectoid ferrite within the range of HV133-150. Therefore, it can be used together with N described above.
  • Cu when one or two of Cu and Ni are selectively contained, Cu: more than 0.30%, 1.0% or less, Ni: more than 0.20%, 1. 0% or less. These effects are not obtained when Cu is 0.30% or less and Ni is 0.20% or less. The effect is saturated when Cu is more than 1.0% and Ni is more than 1.0%.
  • MnS silicon sulfide inclusions
  • the form is ⁇ ⁇ It also changes in the hot rolling and hot forging processes after forging.
  • the width of MnS has a large effect on machinability even in hot-rolled steel or subsequently cold-worked steel such as drawn wire, and in general, the larger the width, the better the machinability Do However, the required average width differs depending on the diameter of the steel material.
  • machinability can be improved by using MnS with a sufficient width even if the diameter is large.
  • MnS referred to in the present invention includes most of S-based compounds represented by MnS, and MnS in which oxygen forms a solid solution or is complexed with an oxide. These sulfides are also effective in improving machinability.
  • the maximum width of each MnS is determined by image analysis of the results of optical microscopy at a magnification of 100 times. The observation position is important, and the following areas are observed. The most important part for machinability is the area where the outer peripheral surface force of steel is 0.1 mm and the position force is also found up to dZ8, so this area is observed. For observation, the area parallel to the rolling direction should be at least 6 mm2.
  • MnS having a major axis of less than 1 ⁇ m is excluded and the maximum width is measured and analyzed. This is because MnS with a major axis of less than 1 ⁇ m has a large measurement error and a small effect on machinability.
  • Patent Document 10 as one of the defining elements of MnS, regardless of the magnitude of the diameter of the force steel material whose minor diameter is specified to be 2 ⁇ m or more, the steel material diameter is assumed to be the same. If the maximum width is large, the machinability improvement effect cannot be expected unless the maximum width of MnS is also large.
  • MnS when smelting and forging steel having the above components, MnS must be As described above, free oxygen in molten steel before forging
  • (Of) is set to 30 ppm or more and less than 100 ppm, and the ratio OfZS between Of and S is controlled to be 0.005 to 0.303.
  • the heating temperature of the slab during the hot rolling is set to at least 1000 ° C or more.
  • the temperature is preferably set to 1040 ° C. or more.
  • the heating temperature of this billet is measured when the billet leaves the heating furnace.
  • the low-carbon sulfur-based free-cutting steel material of the present invention has a composite structure of ferrite and pearlite in order to improve machinability, and the hardness of proeutectoid ferrite is in the range of HV133-150. In order to control the temperature, it is effective to set the subsequent hot rolling temperature to a ferrite region or a ferrite-austenitic region.
  • the cooling rate after this hot rolling when the hot-rolled steel wire is cooled with a stermore line, the average cooling rate from immediately after being placed substantially on the stermore line to at least 500 ° C. It is preferable to air-cool V (° CZs) at 1.0 ° CZs or more. “Placement in real time” means placement at the first location where there is an air cooling system. Strictly speaking, the cooling rate of the wire rod when cooled by a stealmore conveyor depends on the sparse and dense parts of the wire coil, but means the average of these cooling rates.
  • wire rod and the steel bar after the hot rolling are subjected to cold working such as drawing and drawing as necessary, and then turned into a product including machining.
  • Example 1 Hereinafter, examples of the present invention will be described.
  • Example 2 first, the hardness of the pro-eutectoid was controlled to confirm the effect of improving the machinability of the steel wire.
  • a machinability test of the manufactured steel wire rod was performed.
  • the wire from which the scale was removed by cutting or centerless grinding was fixed to a lathe so as to rotate around its axis, and a high-speed tool (SKH4) was fed vertically to this wire.
  • the finished surface roughness after cutting was measured.
  • the forming conditions were a cutting speed of 92 mZmin, a tool feed speed of 0.03 mm / rev, and a cutting depth of 1. Omm.
  • the finished surface roughness was the center line average roughness (Ram) measured by the surface roughness measurement method specified in JIS B0601.
  • the steel wires of Invention Examples 2 to 11 and 14 each include steels 2 to 3 and 6 of Table 1 within the chemical composition range of the present invention, and Mn and S Satisfies the relationships of Mn * S: 0.40-1.2 and Mn / S ⁇ 3.0. Also, Of in molten steel before forging is 3 ⁇ lj is controlled within the range of Oppm or more and less than 100 ppm, and Of / S force in the range of 0.005 to 0.30. The rolling conditions are also within the above preferred ranges.
  • the average width (m) of the sulfide-based inclusions in the steel wire rod was 2.8 * logd or more, and the hardness of the proeutectoid ferrite in the metal structure was in the range of HV133-150. It is.
  • the finished surface roughness Ra is 33.6 m or less (27.9-33.6 m). This finished surface roughness is also excellent compared to the finished surface roughness example of Patent Document 6, 34.8-40.3 m, in which the number, size, and form of sulfide-based inclusions are similarly controlled. I can help you.
  • each of the it comparison rows 1, 12, 15, 19, and 22 had a finished surface roughness Ra force of 37.5 to 48.2 ⁇ m, which was lower than the invention example. Remarkably poor machinability. Further, in Comparative Examples 13 and 16-18, the steel wire rod itself was not obtained because cracks occurred during rolling.
  • the steel wires of Invention Examples 23-26, 31-34, and 36 have steels 15-18, 23-26 of Table 1, respectively, within the chemical composition range of the present invention, and , Mn and S content Force Mn * S: 0.40-1.2, Mn / S ⁇ 3.0, respectively.
  • the strength of the melted oka before production is controlled to be in the range of 30 ppm or more, less than 100 ppm, and Of / S force in the range of 0.005 to 0.30.
  • the rolling conditions are also within the above preferred ranges.
  • the average width (m) of the sulfide-based inclusions in the steel wire rod was 2.8 * logd or more, and the hardness of the proeutectoid ferrite in the metal structure was in the range of HV133-150. It is. For this reason, the finished surface roughness Ra is 37.6 m or less (30.9-37.6 m).
  • the deformation resistance As for the deformation resistance, a compression test was performed on a cylindrical steel wire rod test piece having a diameter of 8 mm and a height of 12 mm while being heated to 25 ° C at room temperature and 200 ° C. The compression test was performed with a cemented carbide material sandwiched between the steel wire rod test piece and the compression jig to suppress friction. The deformation rate of the steel wire rod test piece during compression was 0.3 mmZmin, Was 0.3, the deformation resistance was determined at each of the above temperatures.
  • the steel 41 in Tables 7 and 8 is comprised within the chemical composition range of the present invention, and the content of Mn and S is Mn * S: 0.40-1.2, Mn / S ⁇ 3.0. Meet each of the relationships.
  • the strength of the melt before melting is controlled within the range of S30ppm or more and less than 100ppm, and the Of / S force in the range of 0.005-0.003.
  • the hardness of pro-eutectoid ferrites of Invention Examples 49, 51, and 52 is HV136-142, which corresponds to the hardness specification of pro-eutectoid ferrite of the present invention.
  • Comparative Example 50 using the same steel 41, the rolling conditions were A in Table 9, and the cooling rate was too slow. Therefore, the solute N is as low as 63 ppm. Although the average width (/ zm) of sulfide-based inclusions in steel wire rods is 2.8 * log d or more, 200 The difference in deformation resistance between ° C and 25 ° C is 103, which is below the lower limit. As a result, the comparative example 50 has a finished surface roughness Ra of about 36.8, which is inferior in machinability as compared with the above invention examples 49, 51, and 52.
  • Comparative Example 35 Although the rolling conditions were within the preferable rolling cooling conditions B in Table 9, the Mn * S force of the used steel 27 was slightly lower than the lower limit of 0.40 as shown in Table 8. I have. In addition, solid solution N is as low as 52 ppm. For this reason, the difference in deformation resistance between 200 ° C and 25 ° C obtained by the above compression test is 95, which is below the lower limit. As a result, in Comparative Example 35, the finished surface roughness Ra was about 38.9, and the machinability was inferior to that of the above-described invention examples.
  • the steel 28 used was within the range of the chemical composition of the present invention, the rolling conditions were the preferable rolling cooling conditions B in Table 9, and the solid solution N was also preferably 70 ppm or more. Therefore, the average width (m) of the sulfide inclusions in the steel wire rod is 2.8 * log d or more, and the deformation resistance between 200 ° C and 25 ° C obtained by the above compression test is The difference falls within the range of the present invention in which the difference is not less than 110MPa and not more than 200MPa. As a result, the finished surface roughness Ra is about 33.6 m, indicating excellent machinability.
  • Comparative Example 37 As shown in Table 8, the used steel 29 had a lower than the lower limit of 30 ppm in the molten steel before forging, and the OfZS had a lower lower limit of 0.005 than the lower limit. For this reason, the average width (/ zm) of the sulfide-based inclusions in the steel wire rod is less than 2.8 * log d, although the rolling conditions are within the preferred rolling cooling conditions B in Table 9. Yes, solute N is as low as 60ppm. For this reason, the difference in the deformation resistance between 200 ° C and 25 ° C obtained by the above compression test is 102, which is below the lower limit. As a result, in Comparative Example 35, the finished surface roughness Ra was about 42.6, and the machinability was inferior to that of the above-described inventive examples.
  • Comparative Example 38 As shown in Tables 7 and 8, the steel 30 used was comprised within the chemical composition range of the present invention, The rolling conditions are also the preferred rolling cooling conditions B in Table 9, but the solid solution N is as low as 67 ppm. For this reason, the difference in deformation resistance between 200 ° C and 25 ° C obtained by the above compression test is 108, which is below the lower limit. As a result, in Comparative Example 35, the finished surface roughness Ra was about 38.7, and the machinability was inferior to that of the above-described invention examples.
  • the present invention can provide a carbon-sulfur-based free-cutting steel material and a preferable production method thereof.
  • the steel material of the present invention is a component that emphasizes machinability, and is useful for screws, pull-ups, etc., which are mainly small components manufactured in large quantities by cutting.

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Abstract

　本発明は、毒性のあるＰｂや、Ｂｉ、Ｔｅなどの特殊元素を添加しない場合であっても、特に仕上面粗さが優れた被削性を有する低炭素硫黄系快削鋼材およびその好適な製造方法を提供する。特定成分組成からなるとともに、ＭｎとＳの含有量が、Ｍｎ＊Ｓ：０．４０～１．２、Ｍｎ／Ｓ≧３．０の関係を各々を満たし、金属組織がフェライト・パーライト組織からなる鋼材であって、この鋼材の直径をｄ（mm）とするとき、鋼材中の硫化物系介在物の平均幅(μm ）が２．８＊log ｄ以上であり、かつ、前記金属組織における初析フェライトの硬度がＨＶ１３３～１５０であるか、変形速度０．３ｍｍ／ｍｉｎの圧縮試験により得られた、歪みが０．３の時の変形抵抗の、２００°Cと２５°Cとの変形抵抗の差が１１０ＭＰａ以上、２００ＭＰａ以下とする。

Description

明 細 書
仕上面粗さに優れた低炭素複合快削鋼材およびその製造方法 技術分野
[0001] 本発明は、 Pbを含有することなぐ被削性に優れた低炭素硫黄系快削鋼材および その製造方法に関する。なお、ここで記載する鋼材とは、熱間圧延した鋼線材、鋼棒 などを言う。
背景技術
[0002] 機械的性質をあまり重視せずに、被削性を重視した部品類で、切削によって多量 に製作される主に小物部品であるネジ類、 -ップル類などには、 Sを多量に添加した 低炭素硫黄系快削鋼が用いられる。更に優れた被削性を有する快削鋼として、 sに 加えて Pbを含有する複合快削鋼も広く使用されている。しかし、 Pbは健康を害する 有害物質であるので、快削鋼中の Pb使用量の削減が要望されている。 Teも使用さ れることがあるが、毒性が有ると同時に熱間加工性を阻害するので、低減が求められ ている。
[0003] 低炭素硫黄系快削鋼の被削性向上の検討は、これまでも多くなされてきた。その多 くは硫ィ匕物系介在物の数、サイズ、形態の制御に関するものである（特許文献 1、 2、 3、 4、 5、 6参照）。
[0004] また、硫化物系介在物のサイズ、形態の制御には、鋼材中の酸素量が重要である ことが指摘されている（特許文献 7参照)。そして、出鋼前の溶鋼中の酸素量の制御 が重要であることも指摘されて 、る (特許文献 8参照)。
[0005] 更に、酸ィ匕物系介在物を規定したものも多数ある（特許文献 9、 10、 11、 12、 13参 照)。
[0006] 一方、介在物以外の組織'特性 (マトリックス特性)も被削性に重要な影響を及ばす 力 これらに着目した技術は少ない。例えば、圧延方向に連続した縞状パーライト組 織を規定したもの（特許文献 14参照)や、初析フ ライト中の固溶 C量を規定している もの（特許文献 15参照）がある程度である。
また、低炭素硫黄系快削鋼、 S: 0. 16-0. 5wt%、 N: 0. 003—0. 03wt%、酸 素： lOOppm以上 300ppm以下を含有し、 Nを従来の連続铸造法による快削鋼より も多く含有させることにより、切削中に工具面に生成する構成刃先量を抑制すること ができ、被削性を造塊材と同等以上にした例もある (特許文献 16参照)。
特許文献 1：特許 1605766号公報 (特許請求の範囲）
特許文献 2：特許 1907099号公報 (特許請求の範囲）
特許文献 3：特許 2129869号公報 (特許請求の範囲）
特許文献 4:特開平 9-157791号公報 (特許請求の範囲）
特許文献 5：特開平 11-293391号公報 (特許請求の範囲）
特許文献 6：特開 2003-253390号公報 (特許請求の範囲）
特許文献 7：特開平 9-31522号公報 (特許請求の範囲）
特許文献 8：特開昭 56-105460号公報 (特許請求の範囲）
特許文献 9：特許 1605766号公報 (特許請求の範囲）
特許文献 10：特許 1907099号 (特公平 4- 54736号)公報 (特許請求の範囲） 特許文献 11 :特許 2922105号公報 (特許請求の範囲）
特許文献 12：特開平 9- 71838号公報 (特許請求の範囲）
特許文献 13 :特開平 10- 158781号公報 (特許請求の範囲）
特許文献 14：特許 2125814号 (特公平 1-11069号)公報 (特許請求の範囲） 特許文献 15：特許 2740982号公報 (特許請求の範囲）
特許文献 16：特許 2129869号 (特公平 8-949号)公報 (特許請求の範囲） 発明の開示
発明が解決しょうとする課題
[0007] 上記各公報に開示された各技術は、快削鋼の被削性の向上に重要なものであるが 、特に、フォーミング加工における仕上面粗さの点で、未だ十分な被削性が得られて いない。
[0008] 例えば、前記特許文献 8に開示の技術においては、鋼中の介在物について、長径 5 μ m以上、短径 2 μ m以上、長径 Z短径比が 5以下の MnSを全 MnS系介在物の 5 0%以上で、酸ィ匕物系介在物中の Al O の含有率を平均 15%以下と規定している
2 3
。しかし、 Pb、 Biおよび Teの合計量を 0. 2%以上含有することを必須としており、こ れらの元素の添加なくしては十分な被削性が得られて 、な 、。
[0009] また、前記特許文献 7や 8にしても、硫化物系介在物のサイズ、形態の制御のため に、鋼材や溶鋼中の酸素量を制御しているものの、実際の酸素量は 100— 500ppm レベルと高い。このような高い酸素レベルでは、被削性に有害な酸ィ匕物系介在物の 発生が多くなるだけでなぐ表面疵発生の原因となるブローホールの生成も起こりや すくなる。
[0010] 本発明は、力かる問題に鑑みなされたもので、毒性のある Pbや、 Bi、 Teなどの特殊 元素を添加しな 、場合であっても、特に仕上面粗さが優れた被削性を有する低炭素 硫黄系快削鋼材およびその好適な製造方法を提供することを目的とする。
課題を解決するための手段
[0011] この目的を達成するために、本発明の仕上面粗さに優れた低炭素複合快削鋼材 の要旨は、質量0 /。で、 C:0.02—0. 12%、 Si:0.01%以下、 Mn:l.0—2.0%、 P:0.05—0.20%、 S:0.30—0.60%、 N:0.007—0.03%、を含み、かつ、 M nと Sの含有量が、 Mn*S:0.40—1.2、 Mn/S≥3.0の関係を各々を満たし、残 部 Feおよび不可避的不純物力 なり、金属組織がフェライト 'パーライト組織力 なる 鋼材であって、この鋼材の直径を d (mm)とするとき、鋼材中の硫化物系介在物の平 均幅 (/zm )が 2.8* log d以上であり、かつ、前記金属組織における初析フェライトの 硬度が HV133— 150とすることである。
[0012] また、この目的を達成するための、本発明の仕上面粗さに優れた低炭素複合快削 鋼材の別の要旨は、質量％で、 C:0.02—0.12%、 Si:0.01%以下、 Mn:l.0— 2.0%、 P:0.05—0.20%、 S:0.30—0.60%、 N:0.007—0.03%、を含み、 かつ、 Mnと Sの含有量力 Mn*S:0.40—1.2、 Mn/S≥3.0の関係を各々を満 たし、残部 Feおよび不可避的不純物からなり、金属組織力フェライト 'パーライト組織 力もなる鋼材であって、この鋼材の直径を d (mm)とするとき、鋼材中の硫化物系介在 物の平均幅（； zm )が 2.8* log d以上であり、かつ、変形速度 0.3mmZminの圧縮 試験により得られた、歪みが 0.3の時の変形抵抗の、 200°Cと 25°Cとの変形抵抗の 差が llOMPa以上、 200MPa以下とすることである。
[0013] また、この仕上面粗さに優れた低炭素複合快削鋼材の好適な製造方法の要旨は、 上記成分を有する鋼を铸造する際、铸造前の溶鋼中のフリー酸素（Of)を 30ppm以 上、 lOOppm未満とするとともに、 Ofと Sとの比 OfZSを 0. 005—0. 030と制御する ことである。
発明の効果
[0014] 快削鋼材の仕上面粗さは、構成刃先の生成、大きさ、形状および均一性に大きく 依存する。構成刃先は、被削材の一部が工具面上に付着し、あたかも、工具の一部 として振る舞う現象であり、被削材の特に初期の仕上面粗さを低下させる。この構成 刃先は、ある一定条件でのみしか生成しないが、一般的に、業界における快削鋼材 の切削条件は、構成刃先が生成する上記条件であることが多 、。
[0015] しかし、一方では、構成刃先は、工具の刃先を保護して、工具寿命を向上させる効 果もある。したがって、総合的に見て、構成刃先を無くす (生成を抑制する)ことは得 策ではなぐ構成刃先を安定的に生成させ、大きさや形状を均一化させることが重要 となる。
[0016] このため、本発明では、 MnS介在物の大型球状化、固溶 Nの増大によって、構成 刃先を安定的に生成させるとともに、大きさや形状を均一化させる。そして更に、前記 フェライト'パーライト複合組織力 なる鋼の金属組織における初析フェライトの硬度 を制御して、構成刃先を安定的に生成させるとともに、大きさや形状を均一化させる ことが大きな特徴である。
[0017] また、本発明では、この初析フヱライトの硬度制御に代えて、鋼材の圧縮試験による 、高温温度の変形抵抗と、室温温度の変形抵抗との差を適切な範囲として、上記初 析フェライトの硬度制御の場合と同様に、構成刃先を安定化させることも大きな特徴 である。
[0018] これらの手段によって、本発明では、特に、鋼材のフォーミンダカ卩ェにおける仕上 面粗さを向上させることができる。
図面の簡単な説明
[0019] [図 1]本発明における Mnと Sとの含有量の関係を示す説明図である。
[図 2]鋼材の変形抵抗の圧縮試験温度による変化を示す説明図である。
[図 3]鋼材の圧縮試験における、歪みと室温 25°Cから 200°Cでの変形抵抗の差の関 係を示す説明図である。
発明を実施するための最良の形態
[0020] (鋼材組織）
本発明の低炭素硫黄系快削鋼材は、被削性を向上させるために、前提として、フエ ライトとパーライトとの複合組織とする。その上で、フォーミング加工における仕上面粗 さを向上させるために、本発明では、先ず、この複合金属組織における初析フェライ トの硬度を HV133— 150の範囲、好ましくは HV135— 145の範囲、に制御する。
[0021] これによつて、切削加工における、快削鋼材の被削中の加工硬化を小さくして、構 成刃先を安定的に生成させ、大きさや形状を均一化させて、特に、フォーミング加工 における仕上面粗さを向上させることができる。構成刃先の安定性に影響する要因と して、快削鋼材の被削中における加工硬化の影響が大きい。そして、被削中におけ るこの加工硬化の量を小さくすれば、構成刃先を安定的に生成させることができる。 したがって、上記初析フ ライトの硬度規定は、被削中における快削鋼材の加工硬 化の量を小さくする、あるいは加工硬化の量を最適範囲に小さくする規定と言える。
[0022] 初析フェライトの硬度が HV150、より厳しくは HV145を超えた場合、快削鋼材の 加工硬化の量も小さくなるが、初析フ ライトが硬くなり過ぎ、切削抵抗が高くなり、ェ 具の磨耗を促進する。この結果、工具寿命とともに、仕上面粗さも低下する。
[0023] 一方、初析フヱライトの硬度が HV133、より厳しくは HV135未満であれば、初析フ ライトが柔らかくなり過ぎ、快削鋼材の被削中における加工硬化が著しく大きくなる 。この結果、構成刃先の生成が不安定になり、大きさや形状が不均一になって、仕上 面粗さが著しく低下する。
[0024] この初析フェライトの硬度制御によって、冷間引抜き後の被削性も向上する。このた め、快削鋼材の切削加工前に通常施される、冷間引き抜きや冷間伸線の減面率を 下げても、言い換えると、これらの冷間加工の加工率によらず、同一の被削性が得ら れる利点もある。従来のこれらの冷間加工は、快削鋼材の形状や寸法精度の向上の ために行なわれる力 被削性向上のためにも行なわれる。ただ、この被削性向上のた めには、ある程度大きな減面率が必要であり、これが、本来の冷間加工の目的である 形状や寸法精度を、逆に阻害する面もあり、冷間加工の作業性や効率も低下させて いた。したがって、本発明によって、本来の冷間加工の目的である形状や寸法精度 向上のためにのみ、冷間加工を実施することができる利点は大きい。更に、冷間加工 の減面率によらず、また、冷間加工の減面率を下げても、同一の被削性が得られる 利点も大きい。
[0025] 初析フェライトの硬度測定は、試料の金属組織をエッチングで出した後に、荷重が 5kg以下の市販の微小なビッカース硬さ計を用いて、鋼組織の内の初析フェライトの 部分だけの硬度を計測して行なうことができる。ただ、この際、鋼材微小部分の測定 となるので、鋼材全体のばらつきを考量して、鋼材の長さ方向や、径 (厚み)方向に、 合計 15箇所程度の複数箇所の測定を行ない、その平均を初析フ ライトの硬度とす る。この測定箇所は 15箇所以上でも勿論良い。また、微小な初析フ ライト部分の測 定となるので、測定データの中に、測定データのレベル力 考慮して、特に硬度が極 端に高い、あるいは極端に低い硬度値が出る可能性もある。このような場合は、それ らの値を除外して平均値ィ匕することが好まし 、。
[0026] 初析フェライトの硬度制御は、後述する P、 N、あるいは更に Cu、 Niなどの特定元 素の組み合わせによる固溶強化、そして、後述する熱間圧延温度、熱間圧延後の冷 却速度などの製造条件との組み合わせて行なう。通常、固溶強化元素としては、上 記元素の他に、 Si、 Mn、 Crなどがあるが、本発明では、各々後述する理由で、これ らの元素は使用しない。
[0027] (圧縮試験）
構成刃先を安定的に生成させるためには、以上説明した初析フェライトの硬度を規 定したり、また、初析フヱライトの硬度を直接測定せずとも、鋼材の圧縮試験による変 形抵抗を制御することによつても達成できる。言い換えると、鋼材の圧縮試験による 変形抵抗によっても、初析フェライトの硬度と同様に、構成刃先生成の安定性を評価 することができる。
[0028] 前記した通り、構成刃先は、被削中に被削材の材質が工具面上に付着し、それが 、あた力も工具の一部として、切削に寄与する。構成刃先は、被削材によって形成さ れるので、切削中に成長と脱落を繰り返す。したがって、工具の場所によって、構成 刃先の大きさが変化することがあり、それによつて、快削鋼材の仕上面粗さが影響を 受ける。構成刃先は、切り屑と構成刃先との界面で、局所的に大きな塑性変形を受 けることで、切り屑が生成される。この塑性変形を受ける場所がばらつくと、構成刃先 が大きくなつたり小さくなつたりする変動を受ける。したがって、構成刃先の安定化に は、この塑性変形の集中する箇所を、構成刃先と切り屑との界面に一定に集中させ、 塑性変形の集中する箇所が、他の箇所に変動しな 、ようにすることが望ま U、。
[0029] 構成刃先の中には温度分布があるが、前記塑性変形の集中度合いを示す指標と して、鋼材の圧縮試験による、高温温度の変形抵抗と、室温温度の変形抵抗との差 がある。この温度による変形抵抗の差を適切な範囲とすると、初析フヱライトの硬度制 御の場合と同様に、前記塑性変形の集中する箇所を、構成刃先と切り屑との界面に 一定に集中させることができ、構成刃先を安定ィ匕させることができる。この温度による 変形抵抗の差が、本発明で規定する圧縮試験による 200°Cと 25°Cとの変形抵抗の 差である。より具体的には、変形速度 0. 3mmZminの圧縮試験により得られた、歪 みが 0. 3の時の変形抵抗の、 200°Cと 25°Cとの変形抵抗の差である。本発明では、 圧縮試験による 200°Cと 25°Cとの変形抵抗の差を llOMPa以上、 200MPa以下と する。
[0030] 前記した 200°Cと 25°Cとの変形抵抗の差が llOMPa未満であれば、前記した初析 フ ライトが柔らかくなり過ぎ、快削鋼材の被削中における加工硬化が著しく大きくな るため、塑性変形の集中する箇所が、構成刃先と切り屑との界面で集中し難ぐ変動 する。このため、構成刃先が不安定となり、大きさや形状が不均一になって、仕上面 粗さが著しく低下する。
[0031] 一方、前記した 200°Cと 25°Cとの変形抵抗の差が 200MPaを超えても、前記初析 フ ライトが硬くなり過ぎており、切削抵抗が高くなり、工具の磨耗を促進する。この結 果、工具寿命とともに、仕上面粗さも低下する。
[0032] 鋼材の圧縮試験による室温 25°Cから 200°Cでの変形抵抗の差を、このように最適 化することにより、前記初析フェライトの硬度制御と同様に、構成刃先を安定的に生 成させることができる。
[0033] 図 2に、鋼材の変形抵抗の、圧縮試験温度による変化を示す。図中、黒三角印が、 後述する実施例 3における発明例 52、黒四角印が後述する実施例 3における比較 例 38である。この図 2は変形速度 0. 3mmZminの圧縮試験により得られた、歪みが 0. 3の時の変形抵抗を示す。
[0034] 図 2から分力る通り、発明例は、比較例に比して、各温度での変形抵抗が高い。発 明例、比較例ともに、室温 25°Cから変形抵抗が上昇し、 200°Cでの変形抵抗が最大 となる傾向を示し、それより高温となるほど、変形抵抗が著しく低下する。
[0035] 同一鋼材において、この変形抵抗が上昇する領域である、室温 25°Cと、 200°Cと の変形抵抗の差が、前記塑性変形の集中する箇所の集中度と、構成刃先安定化に 大きく影響する。したがって、本発明では、この室温 25°Cから 200°Cでの変形抵抗の 差により、被削性を規定する。
[0036] この室温 25°Cから 200°Cでの変形抵抗の差は、前記した初析フェライトの硬度の 規定による鋼材の被削性評価と良く対応する。言い換えると、圧縮試験による 200°C と 25°Cとの変形抵抗の差が llOMPa以上、 200MPa以下の範囲と、複合金属組織 における初析フェライトの硬度が HV133— 150の範囲とは、重複乃至良く対応して いると言える。
[0037] なお、圧縮試験における歪みが大きいほど、室温 25°Cから 200°Cでの変形抵抗の 差が顕著となる。図 3に、各々歪みが 0. 1、 0. 2、 0. 3の時の、上記発明例と比較例 との室温 25°Cから 200°Cでの変形抵抗の差を示す。図中、白い棒グラフが比較例、 斜線を入れた棒グラフが発明例である。図 3から、歪みが大きいほど、室温 25°Cから 200°Cでの変形抵抗の差が顕著となることが分かる。ただ、圧縮試験における歪みを 0. 3以上に大きくしても、歪みが 0. 3の場合と室温 25°Cから 200°Cでの変形抵抗の 差に大差は無いので、圧縮試験における歪み条件は 0. 3とした。
[0038] 本発明で規定する、前記圧縮試験により得られた、歪みが 0. 3の時の変形抵抗の 、 200°Cと 25°Cとの変形抵抗の差は、初析フヱライトの硬度制御と同様に制御可能 である。即ち、後述する P、 N、あるいは更に Cu、 Niなどの特定元素の組み合わせに よる固溶強化、そして、後述する熱間圧延温度、熱間圧延後の冷却速度などの製造 条件とを組み合わせて行なう。
[0039] (鋼材の組成）
本発明の低炭素硫黄系快削鋼材の組成 (単位:質量％)について、各元素の限定 理由を含めて、以下に説明する。
[0040] 本発明快削鋼材は、前記した通り、機械的性質をあまり重視せずに、被削性を重視 した部品類で、切削によって多量に製作される、主に小物部品であるネジ類、 -ップ ル類などを適用対象とする。ただ、これら適用対象 (用途）に要求される被削性以外 の、ある程度の強度などの特性や、線材ゃ棒鋼などの鋼材製造時の加工性などを具 備することが必要である。また、この鋼材製造において、後述する製造条件と合わせ て、前記フェライト'パーライト複合組織とするためにも、化学成分組成は重要となる。
[0041] したがって、本発明鋼材の基本的な化学成分組成は、上記組織条件や諸特性を 具備するために、質量0 /0で、 C : 0. 02-0. 12%、 Si: 0. 01%以下、 Mn: l. 0-2. 0%、 P : 0. 05—0. 20%、 S : 0. 30—0. 60%、 N : 0. 007—0. 03%、を含み、カゝ つ、 Mnと Sの含有量力 Mn * S ( = Mn X S) : 0. 40—1. 2、 Mn/S≥3. 0の関係 を各々を満たし、残部 Feおよび不可避的不純物からなるものとする。
[0042] そして、必要により、上記成分組成において、更に、不純物として規制すべき元素と して、 Cr: 0. 04%以下、および Ti、 Nb、 V、 Al、 Zrを総量で 0. 020%以下に規制す る。
[0043] また、必要により、上記成分組成に、更に、 Cu: 0. 30%超、 1. 0%以下、 Ni: 0. 2 0%超、 1. 0%以下の 1種または 2種を選択的に含有させる。
[0044] C : 0. 02—0. 12%。
Cは、鋼の強度を確保し、前記初析フェライトの硬度や圧縮試験による 200°Cと 25 °Cとの変形抵抗の差を確保するために含有する。 C含有量が 0. 02%未満では鋼の 強度や前記初析フ ライトの硬度が不足する。と同時に、靭性 '延性が過剰となり、被 削性も低下する。一方、 C含有量が 0. 12%を超えると、強度や前記初析フェライトの 硬度が過度に高くなり、被削性が却って低下する。このため、 Cの下限を 0. 02%、好 ましくは 0. 03%とし、その上限を 0. 12%、好ましくは 0. 07%とする。
[0045] Mn: l. 0—2. 0%。
Mnは鋼中の Sと結合して MnSの硫ィ匕物を形成し、被削性を向上させる。また、 Fe S生成による赤熱脆性を抑制する。これらの効果を発揮させるために、 Mnの下限を 1 . 0%とする。しかし、 Mnは脱酸効果があるため、 2. 0%を超えて含有した場合、铸 造前の溶鋼中のフリー酸素（Of)を脱酸し、 MnSの大型球状ィ匕に必要な Of量を不 足させる。また、強度が過剰に上昇し、却って被削性が低下する。したがって、 Mnの 上限を 2. 0%とし、更に、後述する Sとの関係で、更に含有量を規定して、上記脱酸 効果を発揮させな ヽようにして、専ら MnSの硫化物形成に寄与させるようにする。
[0046] P : 0. 05—0. 20%。
Pは、固溶強化によって、初析フェライトの硬度を HV133— 150の範囲に制御した り、圧縮試験による 200°Cと 25°Cとの変形抵抗の差を制御して、被削性を向上させる ために重要な元素である。即ち、本発明では、 Pの固溶強化と後述する Nの固溶強 ィ匕、あるいは選択的に含有する Cu、 Niの固溶強化との組み合わせによって、後述す る熱間圧延温度、熱間圧延後の冷却速度などを組み合わせて行なうことで、初析フ エライトの硬度や圧縮試験による 200°Cと 25°Cとの変形抵抗の差を上記範囲に制御 できる。この効果を発揮させるためには、 Pの 0. 05%以上の含有が必要である。一 方、 Pを 0. 20%を超えて含有しても効果は飽和するので、 0. 20%を上限とする。
[0047] S : 0. 30—0. 60%。
Sは Mnと硫ィ匕物を形成して被削性を向上させる元素であり、 0. 30%未満ではか かる効果が過少である。一方、 0. 60%を超えて含有すると熱間加工性の低下が懸 念される。このため、下限を 0. 30%、好ましくは 0. 35%とし、一方その上限を 0. 60 %、好ましくは 0. 50%とする。
[0048] この Sは、 Mnとの関係で、 Mnと Sの含有量が、 Mn* S ( = MnX S) : 0. 40—1. 2 、 Mn/S≥3. 0の関係を各々を満たすようにする。図 1に、本発明〖こおける Mnと Sと の含有量の関係を示す。図 1において、横軸は Mn含有量（％)、縦軸は Sの含有量（ %)であって、左下力 右上に立ち上がる直線が MnZS = 3. 0の MnZSの下限を、 右下から左上に立ち上がる複数の曲線が各々 Mn* Sを示す。 Mn* Sの曲線は、図 の左佃 J力ら、 Mn水 S = 0. 40、 Mn水 S = 0. 45、 Mn水 S = 0. 5、 Mn水 S = 0. 8、 Mn * S = l . 0、 Mn * S = l. 2の曲線を各々示す。
[0049] 図 1において、 Mn/S≥3. 0の関係は、 MnZS = 3. 0の直線よりも下側の領域を 示す。また、 Mn * S力 . 40以上の領域は、 Mn * S = 0. 40の曲線の上側領域、 M n * S力 2以下の領域は、 Mn * S = l. 20曲線の下側領域を各々示す。したがつ て、本発明において、 Mnと Sの含有量力 各々の含有量範囲と、 Mn * S : 0. 40— 1 . 2、 Mn/S≥3. 0の関係を全て満たす範囲とは、斜線内で示す範囲である。ここで 、前記 Mn* S = 0. 45と Mn * S = 0. 5は各々好ましい乃至より好ましい Mn* Sの 下限を示し、 Mn * S = l. 0と Mn* S = 0. 8は各々好ましい乃至より好ましい Mn * Sの上限を示す。
[0050] Mnと Sの含有量が、 Mn * S : 0. 40—1. 2の範囲、好ましくは 0. 45—1. 0、より好 ましくは 0. 5-0. 8を、各上限を超えて外れた場合、 S量が多くなりすぎ、 MnSの形 態制御に必要なフリー酸素量が減少する。このため被削性が低下する。一方、前記 各下限未満に外れた場合、 MnSの絶対量が減って被削性が低下する力、あるいは 、フリー酸素量が増加して、ブローホール生成の危険性が増す。
[0051] MnZSが 3. 0未満であれば、 FeSが生成して、熱間圧延などの加工性が低下して 、鋼材の製造自体が困難となる。
[0052] Si: 0. 01%以下。
Siは脱酸効果があるため、铸造前の溶鋼中のフリー酸素（Of)を脱酸し、 MnSの大 型球状化に必要な Of量を不足させる。この影響は、 Siを 0. 01%を超えて含有する と顕著であり、また、 0. 01%を超えて含有すると硬質の酸化物が生成し、被削性が 極端に低下するようになる。このため、 Siは 0. 01%以下に止める。
[0053] N : 0. 007— 0. 02%。
Nは、前記 Pと同様、固溶強化によって、初析フェライトの硬度を HV133— 150の 範囲に制御するために重要な元素である。また、 Nは、固溶強化によって、鋼材の動 的歪時効を顕著にし、構成刃先生成を安定化させる重要な効果もある。鋼材の動的 歪時効は、構成刃先生成を安定化させる効果があり、鋼材の動的歪時効が顕著にな れば、構成刃先が安定的に生成し、大きさや形状が均一化する。また、鋼材の動的 歪時効が顕著になれば、圧縮試験による 200°Cと 25°Cとの変形抵抗の差を大きくし て、上記規定範囲内に制御できる効果もある。更に、 Nは、被削性、特に表面粗さを 改善する効果がある。
[0054] これらの効果を発揮するためには、 Nを 0. 007%以上含有させることが必要であり 、 0. 007%未満ではこれらの効果が過少である。一方、 Nを 0. 02%を超えて含有し ても、初析フ ライトの硬度が高くなり過ぎたり、熱間圧延などの加工性が低下する。 このため、 Nは、下限を 0. 007%、上限を 0. 02%とする。
[0055] 固溶窒素。
これらの窒素の効果、特に、鋼材の動的歪時効を大きくするためには、上記 Nの総 量と共に、鋼材の固溶窒素（固溶 N)を 70ppm以上とすることが好ましい。上記 Nの 総量が多くても、固溶窒素が 70ppm未満では、鋼材の動的歪時効が大きくならず、 圧縮試験による 200°Cと 25°Cとの変形抵抗の差を大きくできない可能性がある。
[0056] 鋼材の固溶窒素量を増すためには、後述する通り、 Ti、 Nb、 V、 Al、 Zrなどの窒化 物生成元素を低下させる。また、最終熱間加工 (熱間圧延、熱間鍛造)時の、加熱温 度を高温ィ匕したり、その後の冷却速度を速めることが有効である。
[0057] 鋼材の固溶窒素量は、下記式の通り、不活性ガス融解熱伝導度法により、鋼材の Nの総量（トータル窒素）を求め、これから、鋼材力 電解抽出してインドフエニール 吸光光度法により定量化される化合物型窒素 (析出窒素)の含有量を差し引いて求 める。固溶窒素量 (ppm) =トータル窒素量-化合物型窒素量。
[0058] 酸素。
本発明では、上記成分を有する鋼を铸造する際には、铸造前の溶鋼中のフリー酸 素（Of)を 30ppm以上、 lOOppm未満とするとともに、 Ofと Sとの比 OfZSを 0. 005 一 0. 030と制御する。本発明で言う MnSには、 MnSに代表される Sを主とした化合 物のほか、酸素が固溶される、あるいは酸ィ匕物と複合ィ匕した MnSも含まれる。したが つて、 MnSに固溶する力複合ィ匕する酸素は、 MnSのサイズや形態に大きな影響を 及ぼす。そして、これらの MnSは铸造前の溶鋼中で生成する。この点、酸素量は、 製品鋼材の段階で規定しても意味はなぐ铸造前の溶鋼中の段階で、かつ、フリー 酸素の量で制御する必要がある。即ち、 MnSの形態は、铸造前の溶鋼中の Of量で 定まり、铸造前の溶鋼中の Ofを上記範囲とすることで、 MnSを大型球状化でき、被 削性が向上する。
[0059] 铸造前の溶鋼中の Ofが 30ppm未満および OfZSが 0. 005未満では、 MnSを大 型球状化できず、被削性が向上しない。一方、铸造前の溶鋼中の Ofが lOOppmを 超える、および OfZSが 0. 030を超えた場合には、 Ofが増して、ブローホール生成 の危険性が増す。
[0060] この溶鋼中の Ofの制御は、 MnS量の制御、 A1や Siなどの強脱酸元素量の制御、 スラグカバーの組成制御、あるいは FeOの強制添加後平衡状態に達する前に铸造 する、などの手段を適宜選択ある!、は組み合わせて行なう。
[0061] この溶鋼中の Ofの測定は、酸素濃淡電池と温度センサーである熱電対から構成さ れる、市販の浸漬式消耗型の溶鋼酸素センサーを用いて、起電力を測定し、演算器 で酸素濃度に換算してフリー酸素を測定する。これら起電力の測定および演算には 、 YAMARI-ELECTRONITE CO., LTD HY— OP DIGITAL INDICATOR MODELを 用いた。
[0062] Crおよび Ti、 Nbゝ V、 Al、 Zr。
Cr、 Ti、 Nb、 V、 Al、 Zrは、被削性に有効な、前記固溶 Nを固着して窒化物を生成 してしまう。したがって、これらの元素は固溶 Nの量を減少させて、被削性を低下させ る。 Crを 0. 04%を超えて含有した場合や、 Ti、 Nb、 V、 Al、 Zrを総量で 0. 020%を 超えて含有した場合に、特にその悪影響は顕著となる。したがって、本発明ではこれ らの元素をできるだけ少なくすることが好ましい。このために、 Crを好ましくは 0. 04% 以下、より好ましくは 0. 02%以下に規制する。また、 Ti、 Nb、 V、 Al、 Zrを、これらの 元素の総量で、好ましくは 0. 020%以下、より好ましくは 0. 015%以下、更により好 ましくは 0. 010%以下に規制する。
[0063] Cu、Ni。
Cu、 Niは、フェライト中に固溶して、フェライトを強化するので、初析フェライトの硬 度を HV133— 150の範囲と制御するために有効である。したがって、前記した Nとと もに用いることができる。この効果を発揮するため、 Cu、 Niの 1種または 2種を選択的 に含有させる場合には、 Cu: 0. 30%超、 1. 0%以下、 Ni: 0. 20%超、 1. 0%以下 とする。 Cuが 0. 30%以下、また Niが 0. 20%以下ではこれらの効果が無ぐ Cuが 1 . 0%超、また Ni: l. 0%超では、効果が飽和する。
[0064] MnSの形態。
次に、鋼材中の MnS (硫ィ匕物系介在物）の形態について詳細に説明する。 MnSの 量、分布は、上記した通り、組成、溶解'铸造条件によってほぼ決まるが、その形態は 铸造後の熱間圧延、熱間鍛造の工程でも変化する。 MnSの形態が大型の球形であ るほど、圧延、鍛造時に展伸しにくぐ加工後においても大きな幅の形態を備える。 M nSの幅は、熱間圧延された鋼材あるいはその後に伸線などの冷間加工した鋼材に おいても被削性に大きな影響を与え、一般的には幅が大きいほど被削性は向上する 。もっとも、鋼材の径によって必要とされる平均幅は異なる。例えば、同じ体積、個数 、形態（幅）の MnSが鋼材中に存在する場合には、径が小さい方が被削性は良好で あり、径が大きいほど被削性は低下する。ここで形態に着目すれば、径が大きくとも、 十分な幅の MnSとすることによって、被削性を改善することができる。
[0065] 被削性に及ぼす MnSの平均幅と鋼材の径（直径）との関係において、必要となる 平均幅は、鋼材の直径を d (圧延後の線材、棒鋼）としたとき、 2. 8 * log d ( = 2. 8 X log d)以上であることとする。 MnSの最大幅がこれ未満であると、被削性が低下する
[0066] 前記した通り、本発明で言う MnSには、 MnSに代表される Sを主とした化合物のほ カゝ、酸素が固溶される、あるいは酸化物と複合化した MnSも含まれる。これら硫化物 も被削性改善において同効である。個々の MnSの最大幅は、 100倍の倍率での光 学顕微鏡観察結果を画像解析することによって求めるが、観察位置は重要であり、 以下の領域を観察する。被削性に最も重要な部分は、鋼材外周表面力 深さ 0. 1 mmの位置力も探さ dZ8までの領域であるので、この領域を観察する。観察に際して は圧延方向と平行な面で、測定領域面積は 6mm2以上とする。また、鋼材外周表面 を研磨のままで観察すればよぐ鋼材外周表面のエッチングを行う必要はない。なお 、長径 1 μ m未満の MnSは除外して最大幅の測定解析を行う。これは、長径 1 μ m 未満の MnSは測定誤差が大きいことと、被削性への影響が小さいためである。
[0067] なお、前記特許文献 10には、 MnSの規定要素の一つとして短径 2 μ m以上と規 定されている力 鋼材の直径の大小に関わらず、同一の規定とすると、鋼材径が大き い場合には、 MnSの最大幅も大きくしないと被削性向上効果が望めない。
[0068] (製造方法）
本発明鋼材の好ましい製造条件について以下に説明する。
[0069] 先ず、本発明では、上記成分を有する鋼を溶製、铸造する際には、 MnSを大型球 状化させ、被削性を向上させるために、前記した通り、铸造前の溶鋼中のフリー酸素
(Of)を 30ppm以上、 lOOppm未満とするとともに、 Ofと Sとの比 OfZSを 0. 005— 0 . 030と制御する。
[0070] 次に、鋼片 (铸片）の熱間圧延の際に、前記した MnSの最大幅の制御のためには 、熱間圧延の際の鋼片加熱温度を、少なくとも 1000°C以上とすることが好ましぐより 好ましくは 1040°C以上にするのがよい。この鋼片の加熱温度はビレットが加熱炉を 出た段階で測定される。
[0071] また、本発明の低炭素硫黄系快削鋼材を、被削性向上のために、フェライトとパー ライトとの複合組織とし、その上で、初析フェライトの硬度を HV133— 150の範囲に 制御するためには、その後の熱間圧延温度を、フェライト域、あるいは、フェライト'ォ ーステナイト域とすることが有効である。
[0072] そして、初析フェライトの硬度を HV133— 150の範囲に制御したり、圧縮試験によ る 200°Cと 25°Cとの変形抵抗の差を前記規定範囲とするためには、熱間圧延後の冷 却速度の制御が重要である。熱間圧延後のステルモアラインの衝風冷却や、水冷、ミ ストなどの加速冷却は、初析フェライトの硬度を増すために有効である。本発明では 、更に、フェライト変態直後からの冷却速度を速めることで、基本的な組織形態である 、フェライトとパーライトとの複合組織を変化させずに、初析フェライトの硬度のみを上 昇させることができる。また、これによつて、圧縮試験による 200°Cと 25°Cとの変形抵 抗の差を前記規定範囲とすることができる。
[0073] この熱間圧延後の冷却速度について、熱間圧延した鋼線材をステルモアラインで 冷却する際に、ステルモアラインに実質的に載置した直後から少なくとも 500°Cまで の平均冷却速度 V(°CZs)を 1. 0°CZs以上で風冷することが好ましい。「実質時に 載置」とは、風冷設備がある最初の個所での載置を意味する。ステルモアコンベアに て冷却される場合の線材の冷却速度は、厳密には線材コイルの疎部と密部によって 異なるが、これらの冷却速度の平均の冷却速度を意味する。
[0074] 熱間圧延後の線材ゃ棒鋼は、必要により、伸線や引き抜きなどの冷間加工を施さ れたのち、機械加工を含めて、製品とされる。
実施例 1 [0075] 以下に本発明の実施例を説明する。実施例 2として、先ず、初析フヱライトの硬 度を制御して、鋼線の被削性向上効果を確認した。
[0076] 上記した成分組成、熱間圧延条件を種々変えた鋼線を実機にて得て、この鋼線の 被削性などを各々評価した。即ち、下記表 1、 2 (表 2は表 1の続き）に示す 1一 14の 各組成の低炭素鋼片を铸造凝固時の冷却速度を 20°CZSとして溶製した。表 2には 、铸造前の溶鋼中の、 Of量と Of ZSの値も示す。
[0077] そして、下記表 3に示す条件で、これらの鋼片を加熱、熱間圧延して、鋼線材を製 造し、表 3に示す各線径の鋼線を得た。なお、表 3に示す圧延後の冷却速度は、圧 延パターン Cの場合を除き、仕上げ圧延後、ステルモアコンベア上に鋼線材が載置 されて力 衝風冷却を開始して、 500°Cまで冷却した場合の、平均冷却速度を示す 。表 3に *印で示す圧延パターン Cの場合は、 600°Cまでを平均冷却速度 0. 8°C/s で冷却後、 600°C以下を 2. 5°C/sで加速冷却したものである。これら熱間圧延後の 冷却速度は、コイル状線材のリングピッチの制御や、徐冷カバーの使用、風冷の際 の風量、風向き、などを組み合わせて、適宜制御した。
[0078] 以上の製造された鋼線材の MnSの平均幅と、 MnSの平均幅の鋼材の径（直径 d) との関係（2. 8 * log d)、初析フヱライトの硬度 (HV)を表 3に示す。これらは各々前 記した方法で測定した。また、製造された鋼線材の組織観察を行なったところ、全て フェライト.パーライト組織であった。
[0079] また、製造された鋼線材の被削性試験を行った。被削性試験は、スケールを切削 あるいはセンターレスグラインデイングなどで除去した線材を、その軸心回りに回転 するように旋盤に固定し、この線材に対してハイス工具（SKH4)を垂直に送り込んで フォーミングした後、切削後の仕上げ面粗さを測定した。フォーミングの条件は、切削 速度 92mZmin、工具送り速度 0. 03mm/rev、切り込み 1. Ommとした。なお、仕上 げ面粗さは、 JIS B0601に規定された表面粗さ測定法により測定した際の中心線平 均粗さ Ra m)とした。
[0080] 表 1一 3から明らかな通り、発明例 2— 11、 14の鋼線材は、各々表 1の鋼 2— 3、 6が 本発明化学成分組成範囲内からなり、かつ、 Mnと Sの含有量が、 Mn * S : 0. 40— 1. 2、 Mn/S≥3. 0の関係を各々を満たしている。また、铸造前の溶鋼中の Ofが 3 Oppm以上、 lOOppm未満の範囲、 Of/S力 0. 005— 0. 030の範囲に帘 lj御されて いる。そして、圧延条件も各々前記した好ましい範囲内である。
[0081] この結果、鋼線材中の硫ィ匕物系介在物の平均幅 ( m )が 2. 8 * log d以上であり、 かつ、金属組織における初析フェライトの硬度が HV133— 150の範囲である。この ため、仕上面粗さ Raが 33. 6 m以下（27. 9— 33. 6 m )である。この仕上面粗さ は、同様に、硫化物系介在物の数、サイズ、形態を制御した、前記特許文献 6の仕上 面粗さ例、 34. 8— 40. 3 mに比しても、優れていることが分力る。
[0082] これに対して、各 it較 f列 1、 12、 15、 19一 22ίま、仕上面粗さ Ra力 37. 5— 48. 2 μ mレベルであり、発明例に比して、著しく被削性が劣る。また、比較例 13、 16— 18は 、圧延時に割れが発生したため、鋼線材自体が得られな力つた。
[0083] 例えば、比較例 1は、表 1の鋼 1の、 Mn * Sが下限 0. 40を低めに外れている。
比較例 12は、表 2の鋼 4の、铸造前の溶鋼中の Ofが下限 30ppm未満と低めに外 れ、 OfZSも下限 0. 005未満と低めに外れている。このため、 MnSの平均幅（/z m ) が 2. 8 * log d未満と低めに外れている。
比較例 15は、表 2の鋼 7の、铸造前の溶鋼中の Ofが下限 30ppm未満と低めに外 れている。このため、 MnSの平均幅（； z m )が 2. 8 * log d未満と低めに外れている。 比較例 19は、表 1の鋼 11の Mn量が 2. 2%と上限 2. 0%を超えて高過ぎる。また、 表 2の鋼 11の、铸造前の溶鋼中の Ofや OfZSも下限より低めに外れて 、る。
比較例 20は、表 1の鋼 12の S量が 0. 28%と下限 0. 3%未満と低めに外れている 。このため、 MnSの平均幅（； z m )が 2. 8 * log d未満と低めに外れている。
比較例 21、 22は、表 1の鋼 13、 14の N量が下限 0. 007%未満に低めに外れてい る。このため、初析フヱライトの硬度が HV133未満と低めに外れている。
[0084] 以上の結果から、本発明要件の臨界的な意義が分力る。
[0085] [表 1] 鋼の化学成分 （質量 、 残部は Fe及び不純物)
C S i Mn P S N Cr Cu Ni T i Al V Nb Zr T i、 Al
V 、 Nb έ^ ^s.
1 0 05 0. 005 1 . 2 0 08 0 33 0. 008 0. 03 0. 05 0. 02 0. 001 0. 001 0. 006 0. 001 0. 001 0. 010 n 0 04 0. 005 1. 5 0 07 0 4 0. 008 0. 02 0. 03 0. 01 0. 001 0. 001 0. 003 0. 001 0. 001 0. 007
3 0 06 0. 005 1. 8 0 08 0 5 0. Oi l 0. 03 0. 02 0. 01 0. 002 0. 001 0. 003 0. 001 0. 001 0. 008
4 0 07 0. 005 1. 9 0 08 0 55 0. 008 0. 03 0. 03 0. 01 0. 001 0. 001 0. 003 0. 001 0. 001 0. 007
5 0 08 0. 005 1 . 3 0 07 0 45 0. 007 0. 04 0. 04 0. 02 0. 002 0. 001 0. 002 0. 001 0. 001 0. 007
6 0 05 0. 006 1 5 0 07 0 4 0. 009 0. 03 0. 03 0. 01 0. 002 0. 001 0. 003 0. 001 0. 001 0. 008
7 0 04 0. 005 1 8 0 08 0 55 0. 01 5 0. 02 0. 02 0. 01 0. 002 0. 001 0. 003 0. 001 0. 001 0. 008
8 0 06 0. 005 1 1 0 08 0 38 0. 014 0. 01 0. 03 0. 02 0. 002 0. 001 0. 004 0. 001 0. 001 0. 009
9 0 08 0. 005 1. 5 0 08 0 52 0. 009 0. 02 0. 03 0. 01 0. 001 0. 001 0. 003 0. 001 0. 001 0. 007
10 0 07 0. 005 0. 8 0 08 0 35 0. O i l 0. 03 0. 02 0. 01 0. 002 0. 001 0. 003 0. 001 0. 001 0. 008
1 1 0 08 0. 007 2. 2 0 08 0 56 0. 008 0. 02 0. 02 0. 02 0. 001 0. 001 0. 003 0. 001 0. 001 0. 007
12 0 08 0. 005 1 . 1 0 08 0 28 0. 007 0. 03 0. 02 0, 01 0. 002 0. 001 0. 003 0. 001 0. 001 0. 008
13 0. 07 0. 007 1. 3 0 08 0 38 0. 004 0. 03 0. 03 0. 01 0. 002 0. 001 0. 003 0. 001 0. 001 0. 008
14 0. 05 0. 005 1. 5 0 07 0 45 0. 005 0. 03 0. 02 0. 01 0. 002 0. 001 0. 003 0. 001 0. 001 0. 008
Figure imgf000021_0001
(表 1の続き）
Figure imgf000021_0002
s008
Figure imgf000022_0001
実施例 2
次に、表 4 5 (表 5は表 4の続き）に示した 15— 26の各組成の低炭素鋼片を実施 例 1と同様に溶製した。表 5には、铸造前の溶鋼中の、 Of量と OfZSの値も示す。な お、熱間圧延条件は実施例 1の表 3における Bのパターンとした。これら実機にて得 た鋼線の被削性などを各々実施例 1と同様に評価した。 [0089] 製造された鋼線材の線径、 MnSの平均幅と、 MnSの平均幅の鋼材の径（直径 d)と の関係（2. 8 * log d)、初析フェライトの硬度 (HV)を表 6に示す。また、製造された 鋼線材の被削性試験による仕上げ面粗さも表 6に示す。なお、製造された鋼線材の 組織観察を行なったところ、全てフェライト'パーライト組織であった。
[0090] 表 4一 6から明らかな通り、発明例 23— 26、 31— 34、 36の鋼線材は各々表 1の鋼 15— 18、 23— 26が本発明化学成分組成範囲内力 なり、かつ、 Mnと Sの含有量 力 Mn * S : 0. 40-1. 2、 Mn/S≥3. 0の関係を各々を満たしている。また、铸造 前の溶ま岡中の Of力 S30ppm以上、 lOOppm未満の範囲、 Of/S力0. 005— 0. 030 の範囲に制御されている。そして、圧延条件も各々前記した好ましい範囲内である。
[0091] この結果、鋼線材中の硫ィ匕物系介在物の平均幅 ( m )が 2. 8 * log d以上であり、 かつ、金属組織における初析フェライトの硬度が HV133— 150の範囲である。この ため、仕上面粗さ Raが 37. 6 m以下（30. 9— 37. 6 m )である。
[0092] これに対して、各比較例 27— 30は、仕上面粗さ Raが 43. 6— 48. 3 mレベルで あり、発明例に比して、著しく被削性が劣る。
[0093] 例えば、比較例 27は、表 4の鋼 19の Ti、 Nb、 V、 Al、 Zrの総量が上限 0. 020%を 超えている。
比較例 28は、表 4の鋼 20の Nが下限 0. 007%を低めに外れている。
比較例 29は、表 4の鋼 21の N含有量力 上限 0. 035%を高めに外れるために、切 削後の表面品質が低下し、仕上面粗さ Raが測定できな力つた。
比較例 30は、初析フェライトの硬度が上限に外れて！/、る。
[0094] 以上の結果から、本発明要件の臨界的な意義が分力る。
[0095] [表 4]
Figure imgf000024_0001
(表 4の続き
Figure imgf000025_0001
s009
Figure imgf000026_0001
実施例 3
[0098] 以下に、鋼材の圧縮試験による、高温温度の変形抵抗と、室温温度の変形抵抗と の差を制御して、鋼線の被削性向上効果を確認した。
[0099] 下記表 7 8 (表 8は表 7の続き）に示す 27— 41の各組成の低炭素鋼片を実施例 1 と同じ条件で溶製した。表 8には、铸造前の溶鋼中の、 Of量と OfZSの値も示す。こ の低炭素鋼片を、表 9に示す加熱温度、仕上げ圧延温度、冷却速度で、熱間圧延し た鋼線 (線径 8. Omm)を実機にて得て、この鋼線の被削性などを各々評価した。 [0100] なお、表 9に示す圧延後の冷却速度は、圧延パターン Cの場合を除き、仕上げ圧 延後、ステルモアコンベア上に鋼線材が載置されて力 衝風冷却を開始して、 500 °Cまで冷却した場合の、平均冷却速度を示す。表 9に示す圧延パターン Cの場合は 、 600°Cまでを平均冷却速度 0. 8°C/sで冷却後、 600°C以下を 2. 5°C/sで室温まで 加速冷却したものである。これら熱間圧延後の冷却速度は、コイル状線材のリングピ ツチの制御や、徐冷カバーの使用、風冷の際の風量、風向き、などを組み合わせて、 適宜制御した。
[0101] 以上の製造された鋼線材の MnSの平均幅と、 MnSの平均幅の鋼材の径（直径 d) との関係（2. 8 * log d)、圧縮試験により得られた 200°Cと 25°Cとの変形抵抗の差、 および固溶 N量を表 10に示す。なお、製造された鋼線材は、組織観察の結果、全て フェライト.パーライト組織であった。
[0102] 変形抵抗は、径 8mm、高さ 12mmの円柱状の鋼線材試験片を、室温状態である 2 5°Cと、 200°Cに加熱した状態で圧縮試験を行なった。そして、圧縮試験は、鋼線材 試験片と圧縮治具との間に超硬材を挟み、摩擦を抑制して行い、鋼線材試験片の圧 縮の際の変形速度は 0. 3mmZminとして、歪みが 0. 3の時の変形抵抗を、上記温 度で各々求めた。
[0103] また、鋼線材の MnSの平均幅および固溶 N量は前記した方法で測定した。
[0104] これら製造された鋼線材の被削性評価も、実施例 1と同じ試験条件にて、仕上げ面 粗さを測定して行った。これらの結果も表 10に示す。
[0105] 表 7、 8の鋼 41は本発明化学成分組成範囲内からなり、かつ、 Mnと Sの含有量が、 Mn * S : 0. 40-1. 2、 Mn/S≥3. 0の関係を各々を満たしている。また、铸造前 の溶ま岡中の Of力 S30ppm以上、 lOOppm未満の範囲、 Of/S力0. 005— 0. 030の 範囲に制御されている。
[0106] 表 10から明らかな通り、この鋼 41を用いた鋼線材の内、発明例 49、 51、 52は、圧 延条件も各々表 9の好ましい圧延冷却条件内（B、 C、 E)であり、固溶 Nも好ましい 70 ppm以上である。この結果、これら発明例は、鋼線材中の硫化物系介在物の平均幅 ( /z m )が 2. 8 * log d以上であり、かつ、上記圧縮試験により得られた 200°Cと 25°C との変形抵抗の差が l lOMPa以上、 200MPa以下の本発明規定内であり、仕上面 粗さ Ra力 7. 6— 31. 5 m程度である。
[0107] また、発明例 49、 51、 52の初析フェライトの硬度は、 HV136— 142であり、本発明 の初析フェライトの硬度規定にも対応して 、る。
[0108] これに対して、同じ鋼 41を用いた比較例 50は、圧延条件が表 9の Aであり、冷却速 度が遅過ぎる。このため、固溶 Nは 63ppmと少なぐ鋼線材中の硫化物系介在物の 平均幅（/z m )が 2. 8 * log d以上であるにもかかわらず、上記圧縮試験により得られ た 200°Cと 25°Cとの変形抵抗の差が 103と下限を下回っている。この結果、比較例 5 0は仕上面粗さ Raが 36. 8程度と、上記発明例 49、 51、 52に比して、被削性が劣つ ている。
[0109] 比較例 35は、圧延条件は表 9の好ましい圧延冷却条件内 Bであるのもかかわらず、 用いた鋼 27の Mn * S力表 8の通り、下限 0. 40を低めに外れている。また、固溶 Nが 52ppmと少ない。このため、上記圧縮試験により得られた 200°Cと 25°Cとの変形抵 抗の差が 95と下限を下回っている。この結果、比較例 35は仕上面粗さ Raが 38. 9程 度と、上記発明例に比して、被削性が劣っている。
[0110] 発明例 36は、用いた鋼 28が本発明化学成分組成範囲内からなり、圧延条件も表 9 の好ましい圧延冷却条件 Bであり、固溶 Nも好ましい 70ppm以上である。このため、 鋼線材中の硫化物系介在物の平均幅（ m )が 2. 8 * log d以上であり、かつ、上記 圧縮試験により得られた 200°Cと 25°Cとの変形抵抗の差が l lOMPa以上、 200MP a以下の本発明規定内である。この結果、仕上面粗さ Raが 33. 6 m程度と被削性 に優れている。
[0111] 比較例 37は、表 8の通り、用いた鋼 29が铸造前の溶鋼中の Ofが下限 30ppmを低 めに外れ、 OfZSが下限 0. 005を低めに外れている。このため、圧延条件は表 9の 好ましい圧延冷却条件内 Bであるのもかかわらず、鋼線材中の硫ィ匕物系介在物の平 均幅（/z m )が 2. 8 * log d未満であり、固溶 Nが 60ppmと少ない。このため、上記圧 縮試験により得られた 200°Cと 25°Cとの変形抵抗の差が 102と下限を下回っている 。この結果、比較例 35は仕上面粗さ Raが 42. 6程度と、上記発明例に比して、被削 性が劣っている。
[0112] 比較例 38は、表 7、 8の通り、用いた鋼 30が本発明化学成分組成範囲内からなり、 圧延条件も表 9の好ましい圧延冷却条件 Bであるが、固溶 Nが 67ppmと少ない。この ため、上記圧縮試験により得られた 200°Cと 25°Cとの変形抵抗の差が 108と下限を 下回っている。この結果、比較例 35は仕上面粗さ Raが 38. 7程度と、上記発明例に 比して、被削性が劣っている。
[0113] 比較例 39は、表 8の通り、用いた鋼 31の铸造前の溶鋼中の Ofが下限 30ppmを低 めに外れ、 OfZSが下限 0. 005を低めに外れている。このため、圧延条件は表 9の 好ましい圧延冷却条件内 Bであるのもかかわらず、鋼線材中の硫ィ匕物系介在物の平 均幅（ m )が 2. 8 * log d未満である。このため、あるのもかかわらず、仕上面粗さ Ra 力 2程度と、上記発明例に比して、被削性が劣っている。
[0114] 比較例 40は、表 8の通り、用いた鋼 32の MnZSが下限 3. 0を低めに外れている。
このため、圧延条件は表 9の好ましい圧延冷却条件内 Bであるにもかかわらず、圧延 で割れが生じ、仕上面粗さ Raなどの評価ができな力つた。
[0115] 比較例 41は、表 8の通り、用いた鋼 33の MnZSが下限 3. 0を低めに外れている。
このため、圧延条件は表 9の好ましい圧延冷却条件内 Bであるにもかかわらず、圧延 で割れが生じ、仕上面粗さ Raなどの評価ができな力つた。
[0116] 比較例 42は、表 7の通り、用いた鋼 34の Mnが表 7の通り、下限 1. 0%を低めに外 れている。このため、圧延条件は表 9の好ましい圧延冷却条件内 Bであるにもかかわ らず、圧延で割れが生じ、仕上面粗さ Raなどの評価ができな力つた。
[0117] 比較例 43は、表 7の通り、用いた鋼 35の Mnが表 7の通り、上限 2. 0%を超えて高 過ぎる。また、表 8の通り、铸造前の溶鋼中の Ofが下限 30ppmを低めに外れ、 OfZ Sが下限 0. 005を低めに外れている。このため、圧延条件は表 9の好ましい圧延冷 却条件内 Bであるが、鋼線材中の硫ィ匕物系介在物の平均幅、固溶 N、上記圧縮試 験により得られた 200°Cと 25°Cとの変形抵抗の差が各々低過ぎ、仕上面粗さ Raが 4 7. 0程度と、上記発明例に比して、被削性が劣っている。
[0118] 比較例 44は、表 7の通り、用いた鋼 36の S量が 0. 28%と下限 0. 3%を低めに外 れている。このため、表 8の通り、 Mn* Sが下限0. 40%を低めに外れている。したが つて、圧延条件は表 9の好ましい圧延冷却条件内 Bである力 鋼線材中の固溶 N、上 記圧縮試験により得られた 200°Cと 25°Cとの変形抵抗の差が各々低過ぎ、仕上面粗 さ Raが 46. 3程度と、上記発明例に比して、被削性が劣っている。
[0119] 比較例 45は、表 7の通り、用いた鋼 37の N量が下限 0. 007%未満に低めに外れ ている。このため、圧延条件は表 9の好ましい圧延冷却条件内 Bである力 鋼線材中 の固溶 N、上記圧縮試験により得られた 200°Cと 25°Cとの変形抵抗の差が各々低過 ぎ、仕上面粗さ Ra力 8. 2程度と、上記発明例に比して、被削性が劣っている。
[0120] 比較例 46、 47、 48は、表 8の通り、用いた鋼 38、 39、 40の铸造前の溶鋼中の Of、 OfZSが、各上限を超えている。このため、圧延条件は表 9の好ましい圧延冷却条件 内 Bであるが、鋼線材中の固溶 N、上記圧縮試験により得られた 200°Cと 25°Cとの変 形抵抗の差が各々低過ぎ、仕上面粗さ Raが 36. 8— 48. 7程度と、上記発明例に比 して、被削性が劣っている。
[0121] また、これら比較例の初析フェライトの硬度は、本発明で規定する HV133— 150の 範囲を全て外れており、前記した発明例の初析フェライトの硬度が範囲内であること と合わせて、この室温 25°Cから 200°Cでの変形抵抗の差の規定と重複乃至良く対応 していると言える。以上の結果から、本発明要件の臨界的な意義が分力る。
[0122] [表 7]
鋼の化学成分 （質量％ 、 残部は Fe及び不純物）
No.
c Si Mn P S N Cr Cu Ni T i A l V Nb Zr T i 、 Al
V 、 Nb
Zr総量
27 0 05 0. 005 1 2 0 08 0 33 0. 008 0. 03 0. 05 0. 02 0. 001 0. 001 0. 006 0. 001 0. 001 0. 010
28 0 06 0. 005 1 8 0 08 0 5 0. Oi l 0. 03 0. 02 0. 01 0. 002 0. 001 0. 003 0. 001 0. 001 0. 008
29 0 07 0. 005 1 9 0 08 0 55 0. 008 0. 03 0. 03 0. 01 0. 001 0. 001 0. 003 0. 001 0. 001 0. 007
30 0 05 0. 006 1 5 0 07 0 4 0. 007 0. 03 0. 03 0. 01 0. 003 0. 001 0. 003 0. 001 0. 001 0. 008
31 0 04 0. 005 1 8 0 08 0 55 0. 015 0. 02 0. 02 0. 01 0. 002 0. 001 0. 003 0. 001 0. 001 0. 008
32 0 06 0. 005 1. 1 0 08 0 38 0. 014 0. 01 0. 03 0. 02 0. 002 0. 001 0. 004 0. 001 0. 001 0. 009
33 0 08 0. 005 1. 5 0 08 0 52 0. 009 0. 02 0. 03 0. 01 0. 001 0. 001 0. 003 0. 001 0. 001 0. 007
34 0 07 0. 005 0. 8 0 08 0 35 0. Oi l 0. 03 0. 02 0. 01 0. 002 0. 001 0. 003 0. 001 0. 001 0. 008
3δ 0 08 0. 007 2 2 0 08 0 56 0. 008 0. 02 0. 02 0. 02 0. 001 0. 001 0. 003 0. 001 0. 001 0. 007
36 0 08 0. 005 1 1 0 08 0 28 0. 007 0. 03 0. 02 0. 01 0. 002 0. 001 0. 003 0. 001 0. 001 0. 008
37 0 07 0. 007 1 3 0 08 0 38 0. 004 0. 03 0. 03 0. 01 0. 002 0. 001 0. 003 0. 001 0. 001 0. 008
38 0 05 0. 005 1 2 0 08 0 35 0. 012 0. 03 0. 03 0. 02 0. 001 0. 001 0. 007 0. 001 0. 001 0. Oi l
39 0 05 0. 006 1 2 0 07 0 36 0. 010 0. 03 0. 02 0. 02 0. 001 0. 001 0. 005 0. 001 0. 001 0. 009
40 0 04 0. 005 1 2 0 08 0 35 0. 012 0. 05 0. 03 0. 01 0. 002 0. 001 0. O i l 0. 001 0. 001 0. 016
41 0 07 0. 005 1 8 0 08 0 49 0. 012 0. 02 0. 02 0. 01 0. 002 0. 001 0. 003 0. 001 0. 001 0. 008
(表 7の続き）
Figure imgf000032_0001
圧延 熱間圧延条件 区分
1ぐターン
加熱 仕上 冷却速度
温度 圧延
温度
ΓΟ (°C) (。し/ mi 11)
A 1010 850 0.8 比較例
B 1010 855 1.8 発明例
C 1005 860 600°Cまで 0.8 eC/sで冷却後、 発明例
2.5 °C/sで加速冷却
E 1150 855 1.8 発明例
Figure imgf000034_0001
産業上の利用可能性
以上説明したように、本発明によれば、毒性のある Pbや、 Bi Teなどの特殊元素を 添加しな!、場合であっても、特に仕上面粗さが優れた被削性を有する低炭素硫黄系 快削鋼材およびその好適な製造方法を提供することができる。このため、本発明鋼 材は、被削性を重視した部品類で、切削によって多量に製作される主に小物部品で あるネジ類、 -ップル類などに有用である。

Claims

請求の範囲
[1] 質量0 /0で、 C:0.02—0. 12%, Si:0.01%以下、 Mn:l.0—2.0%、 P:0.05 一 0.20%、 S:0.30—0.60%、 N:0.007— 0.03%、を含み、力つ、 Mnと Sの含 有量が、 Mn*S:0.40—1.2、 Mn/S≥3.0の関係を各々を満たし、残部 Feおよ び不可避的不純物からなり、金属組織がフェライト'パーライト組織力 なる鋼材であ つて、この鋼材の直径を d (mm)とするとき、鋼材中の硫化物系介在物の平均幅 (/zm )が 2.8* log d以上であり、かつ、前記金属組織における初析フヱライトの硬度が H V133— 150であることを特徴とする、仕上面粗さに優れた低炭素複合快削鋼材。
[2] 質量0 /0で、 C:0.02—0. 12%、 Si:0.01%以下、 Mn:l.0—2.0%、 P:0.05 一 0.20%、 S:0.30—0.60%、 N:0.007— 0.03%、を含み、力つ、 Mnと Sの含 有量が、 Mn*S:0.40—1.2、 Mn/S≥3.0の関係を各々を満たし、残部 Feおよ び不可避的不純物からなり、金属組織がフェライト'パーライト組織力 なる鋼材であ つて、この鋼材の直径を d (mm)とするとき、鋼材中の硫化物系介在物の平均幅 (/zm )が 2.8* log d以上であり、かつ、変形速度 0.3mmZminの圧縮試験により得られ た、歪みが 0.3の時の変形抵抗の、 200°Cと 25°Cとの変形抵抗の差が llOMPa以 上、 200MPa以下であることを特徴とする、仕上面粗さに優れた低炭素複合快削鋼 材。
[3] 前記鋼材の固溶窒素が 70ppm以上である請求項 1または 2に記載の仕上面粗さ に優れた低炭素複合快削鋼材。
[4] 前記鋼材が、 Cr:0.04%以下、および Ti、 Nb、 V、 Al、 Zrを総量で 0.020%以下 に規制した請求項 1乃至 3のいずれ力 1項に記載の仕上面粗さに優れた低炭素複合 快削鋼材。
[5] 前記鋼材が、更に、 Cu:0.30%超、 1.0%以下、 Ni:0.20%超、 1.0%以下の 1 種または 2種を含有する請求項 1乃至 4のいずれか 1項に記載の仕上面粗さに優れ た低炭素複合快削鋼材。
[6] 請求項 1乃至 5のいずれかに記載の成分を有する鋼を铸造する際、铸造前の溶鋼 中のフリー酸素（Of)を 30ppm以上、 lOOppm未満とするとともに、 Ofと Sとの比 Of ZSを 0.005—0.030と制御することを特徴とする仕上面粗さに優れた低炭素複合 快削鋼材の製造方法。
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