WO2007046198A1

WO2007046198A1 - 被削性に優れた低炭素硫黄快削鋼

Info

Publication number: WO2007046198A1
Application number: PCT/JP2006/317769
Authority: WO
Inventors: Koichi Sakamoto; Hiroshi Yaguchi; Atsuhiko Yoshida; Goro Anan; Yoshiteru Fukuoka
Original assignee: Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho
Priority date: 2005-10-17
Filing date: 2006-09-07
Publication date: 2007-04-26
Also published as: TW200716768A; TWI310054B; JP2007107078A; EP1947206A4; JP4041511B2; CN101268208A; CA2620388C; KR20080049109A; US8052925B2; US20100104468A1; CA2620388A1; KR101022160B1; CN101268208B; EP1947206A1

Abstract

　Ｃ：０．０２～０．１５質量％、Ｓｉ：０．００４質量％以下（０質量％を含まない）、Ｍｎ：０．６～３質量％、Ｐ：０．０２～０．２質量％、Ｓ：０．２～１質量％、Ａｌ：０．００５質量％以下（０質量％を含まない）、Ｏ：０．００８～０．０４質量％、Ｎ：０．００２～０．０３質量％を夫々含有し、且つ、鋼中におけるＭｎＳ中の平均Ｏ濃度が０．４質量％以上である被削性に優れた低炭素硫黄快削鋼を提供する。

Description

明細書

被削性に優れた低炭素硫黄快削鋼

技術分野

[0001] 本発明は、人体に有害である Pbを使用することなぐ良好な切削仕上げ面粗さを発揮する低炭素硫黄快削鋼に関するものである。

背景技術

[0002] 低炭素硫黄快削鋼は、自動車のトランスミッションの油圧部品の他、特に強度をそれほど必要としないネジゃプリンターシャフト等の小物部品用鋼として、汎用されている。また、更なる切削仕上げ面粗さ、切屑処理性が要求される場合には、上記低炭素硫黄快削鋼に鉛 (Pb)を添加した鉛-硫黄快削鋼が用いられて、る。

[0003] 快削鋼に含まれる Pbは、被削性改善に極めて有効な元素であるが、人体への有害性が指摘され、また溶製時の鉛のヒュームや切削屑等の処理の点で問題も多ぐ P bを添加することなく（Pbフリー）、良好な被削性を発揮することが求められている。

[0004] 低炭素硫黄快削鋼にぉ、て、 Pbフリーで被削性を改善するために、これまでにも様々な技術が提案されている。例えば特許文献 1では、硫化物系介在物の大きさを制御することによって被削性 (仕上げ面粗さおよび切屑処理性)を改善した技術が提案されている。また特許文献 2には、硫ィ匕物系介在物のサイズを制御するには、鋼中酸素を適切に制御することが重要であることが示されている。更に、鋼中の酸化物系介在物を規定することによって、被削性を改善した技術も提案されている (例えば、特許文献 3〜5)。

[0005] 一方、鋼材の化学成分組成を適切に規定することによって、被削性を改善した技術も提案されている（例えば、特許文献 6〜9)。

[0006] これまで提案されて、る技術は、、ずれも快削鋼の被削性の向上と、う観点では有用なものといえる力特にフォーミンダカ卩ェにおける仕上げ面粗さの点で、 Pb含有鋼並みの良好な被削性が得られて、な、のが実情である。

[0007] また、 Pbフリー鋼に望まれる特性としては、上記のような被削性にカ卩えて、生産性が良好なことも重要である。こうした観点力すれば、連続铸造方法によって製造が可能であり、表面疵などが発生せず、し力も圧延が容易に実施できることも必要な要件となる。しかしながら、連続铸造プロセスは鋼材の被削性を良好にする上で不利であるといわれており、連続铸造プロセスで被削性に優れた快削鋼を生産性良く製造できることも重要な課題である。

特許文献 1：特開 2003- 253390号公報

特許文献 2 :特開平 9-31522号公報

特許文献 3：特開平 7-173574号公報

特許文献 4:特開平 9-71838号公報

特許文献 5 :特開平 10-158781号公報

特許文献 6 :特開 2000-319753号公報

特許文献 7：特開 2001-152281号公報

特許文献 8：特開 2001- 152282号公報

特許文献 9：特開 2001- 152283号公報

発明の開示

発明が解決しょうとする課題

[0008] 本発明は上記の様な事情に着目してなされたものであって、その目的は、 Pbフリーであっても良好な被削性 (特に仕上げ面粗さ）を発揮すると共に、連続铸造方法によつて生産性良く製造することのできる低炭素硫黄快削鋼を提供することにある。課題を解決するための手段

[0009] 上記目的を達成することのできた本発明の低炭素硫黄快削鋼とは、 C : 0. 02-0.

15% (質量⁰ /₀の意味、以下同じ）、 Si: 0. 004%以下（0%を含まない）、 Mn: 0. 6〜 3%、 P : 0. 02〜0. 2%、 S : 0. 2〜1%、 A1: 0. 005%以下（0%を含まない）、 0 : 0 . 008〜0. 04%、 N : 0. 002〜0. 03%を夫々含有し、且つ、ま岡中における MnS中の平均 O濃度が 0. 4%以上である点に要旨を有するものである。

[0010] 上記目的は、上記のような化学成分組成を有し、下記 (a)または (b)の要件を満足するような低炭素硫黄快削鋼においても、達成することができる。

(a)鋼中の固溶 Siが 35ppm以下、固溶 A1が lppm以下であること、

(b)凝固後の铸片において、面積力 5 /ζ πι²以上の非金属介在物を、 MnO-SiO -MnS系の三元系で規格化したときの平均組成力 MnS : 60%以下、 SiO :4%以

2 下、 MnO : 36%以上であること、

いずれの構成を採用するにしても、化学成分組成として、（1)固溶 N量を 0. 002〜 0. 02%とすることや、 (2)Ti, Cr, Nb, V, Zrおよび Bよりなる群から選ばれる 1種以上を、合計で 0. 02%以下 (0%を含まない）に抑制することも有用であり、これらの要件を満足することによって、本発明の低炭素硫黄快削鋼の特性を更に改善することができる。

発明の効果

[0011] 本発明によれば、鋼中における MnS中の平均 O濃度が 0. 4%以上となるように制御することによって、必ずしも溶鋼中のフリー酸素を高めなくても（即ち、高 Mn高 S濃度であっても）、微小クラックの生成サイトとなる有用な大型 ·球状 MnSを多数存在させることができて、仕上げ面粗さの良好な低炭素硫黄快削鋼が実現できる。また本発明の低炭素硫黄快削鋼は、铸造直前の脱酸操作を適切にすることによって、連続铸造法を適用しても生産性良く製造できる。

図面の簡単な説明

[0012] [図 l]MnO- SiO -MnS三成分系の 1250°Cの等温断面状態図である。

2

[図 2]MnS中の O濃度と切削仕上げ面粗さ（最大高さ Rz)の関係を示すグラフである

[図 3]固溶 Si濃度と切削仕上げ面粗さ (最大高さ Rz)の関係を示すグラフである。

[図 4]固溶 A1濃度と切削仕上げ面粗さ (最大高さ Rz)の関係を示すグラフである。

[図 5]介在物中の SiO 濃度と切削仕上げ面粗さ (最大高さ Rz)の関係を示すグラフ

2

である。

[図 6]固溶 N濃度と切削仕上げ面粗さ (最大高さ Rz)の関係を示すグラフである。発明を実施するための最良の形態

[0013] 快削鋼の仕上げ面粗さは、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。構成刃先とは、工具の刃先に被削材の一部が堆積し、それが事実上工具の一部 (切れ刃）として振舞う現象であり、この生成挙動によっては仕上げ面粗さを低下させる。この構成刃先は、或る一定の条件の下でのみ生成するものであるが、通常実施されてヽる切削条件は構成刃先が生成しやすヽ条件となって、る。

[0014] こうした構成刃先は、この大きさの変動が致命的な欠陥を与えるものとされているのであるが、その一方で工具刃先を保護して工具寿命を向上させる効果もある。従って、構成刃先を完全になくすことは得策とはいえず、構成刃先を安定的に生成させ、その大きさや形状を均一化させることが必要になる。

[0015] 構成刃先を安定的に生成させ、その大きさや形状を均一化させるためには、切削される部分における一次せん断域 '二次せん断域において、微小クラックを多数生成させることが重要となる。こうした微小クラックを多数生成させるためには、クラック生成サイトを多数導入する必要がある。そして、微小クラックの生成サイトとなり得るものとして、 MnS系介在物が有用であることは知られている。但し、全ての MnS系介在物が微小クラック生成サイトとして作用するものではなぐ大型で球状の（即ち、幅の大きい） MnSが有効に働くことになる。前記の一次せん断域 ·二次せん断域で MnSが延伸することになるのであるが、延伸されて細くなり過ぎると、その殆どがマトリクスと同様になり、微小クラックの導入サイトとならないことになる。こうしたことから、被削材の MnS系介在物を予め大型 '球状に制御しておく必要がある。

[0016] ところで、 MnS系介在物を大型 ·球状ィ匕するには、一般に鋼中の酸素〈全酸素〉が影響を及ぼすことが知られており、鋼中の酸素が多くなるほど、硫化物径が大きくなるとされている。従って、 MnS系介在物を大型 ·球状ィ匕するには、鋼中の酸素濃度をある程度増加させる必要がある。また、同時に微小クラック生成サイトとなる MnS系介在物を増加させるためには、従来の快削鋼（例えば、 JIS SUM23, SUM24L)よりも Mn濃度、 S濃度を高める必要がある。しかしながら、 Mn濃度や S濃度を高めると、これらは脱酸剤として働くことから、フリー酸素が減少し、全酸素濃度が減少してしまうことになる。即ち、鋼中の全酸素を上げることと、 Mn濃度や S濃度を上げることとは、二律背反の関係になっており、これらを両立させることは原理的に困難である。

[0017] 本発明者らは、こうした状況の下で、 MnS系介在物の大型 '球状ィ匕するための有効な手段について様々な角度力検討した、 MnS中に平均で 0. 4%以上となる Oが含有されると、必ずしもフリー酸素濃度を高めなくても（即ち、高 Mn、高 S濃度であつても）、全酸素濃度を高めなくても大型 ·球状ィ匕した MnS系介在物が多数生成でき、これによつて鋼材の仕上げ粗さを良好にできることが判明したのである。

[0018] MnS中の O濃度を 0. 4%以上にするには、鋼中の固溶 Siを 0. 0035%以下（35p pm以下）、且つ固溶 A1を 0. 0001%以下（lppm以下）にして、铸片の介在物組成を MnO- SiO - MnS系三元系で規格化したとき（即ち、 MnO、 SiO および MnSの

2 2

合計で 100%としたとき）の平均組成が MnS : 60%以下、 SiO :4%以下、 MnO : 3

2

6%以上となるように制御すれば良い。尚、 MnS中の O濃度は、好ましくは 0. 6%以上、より好ましくは 0. 8%以上とするのが良いが、 MnS中の O濃度をより高めるためには、更に Siを低減すると良い。

[0019] 本発明者らの検討したところによれば、鋼中の固溶 Nも微小クラックの生成に大きく関与することも判明しており、その量を適切に調整することによって、被削性の良好な快削鋼を実現できるのである。前述の一次せん断域 ·二次せん断域では、少し場所が異なると、非常に温度が異なる。そして、固溶 Nがー定量存在すると、各位置での温度によって変形抵抗が異なるものとなる。この差異が、微小クラックの生成サイトとなるので、固溶 Nを固定する成分、即ち窒化物を生成しやすい成分である Ti, Cr, N b, V, Zr, Bを所定量以下に制御することは、固溶 Nを確保する上で有効である。

[0020] 上記のような 2つの現象、即ち（1) MnS系介在物の大型'球状化、 (2)固溶 Nの増大、等によって構成刃先を安定的に生成させることが可能となり、その大きさや形状を均一化させることを見出し、その結果として鋼材のフォーミンダカ卩ェにおける仕上げ面粗さが画期的に向上するものとなり、 Pb快削鋼並の特性を発揮できたのである

[0021] 本発明の快削鋼では、その化学成分組成も適切に規定する必要があるが、その基本成分である C, Si, Mn, P, S, Al, Oおよび Nにおける範囲限定理由は以下の通りである。

[0022] C : 0. 02〜0. 15%

Cは、鋼の強度を確保する上で不可欠な元素であり、また所定量以上添加することによって仕上げ面粗さを改善する作用も有する。こうした効果を発揮させるためには 0 . 02%以上含有させる必要がある。しかしながら、過剰に含有させると切削加工時の工具寿命が低下して被削性が悪くなり、また铸造時の COガス発生に起因する疵発生を誘発することになる。こうした観点から、 C含有量は 0. 15%以下とするのが良い。尚、 C含有量の好ましい下限は、 0. 05%であり、好ましい上限は 0. 12%である。

[0023] Si: Q. 004%以下（0%を含まない）

Siは、固溶強化による強度確保に有効な元素である力基本的には脱酸剤として作用して SiO を生成する。そしてこの SiO によって、介在物組成が MnO-SiO -

2 2 2

MnS系になるのである力 Siが 0. 004%を超えると、この介在物中の SiO 濃度が

2 高くなつて、 MnS中の O濃度を確保できなくなり、仕上げ面粗さが劣化することになる。こうした観点から、 Si含有量は 0. 004%以下にする必要があり、好ましくは 0. 00 3%以下にするのが良い。

[0024] Mn: 0. 6〜3%

Mnは、焼入れ性を向上させて、ベイナイト組織の生成を促進し、被削性を向上させる作用がある。また強度確保の面でも有効な元素である。更に、 Sと結合した MnS を形成し、或いは Oと結合して MnOを形成し、 MnO-MnS複合介在物を生成し、これによって被削性を向上させる作用がある。これらの作用を発揮させるためには、 M n含有量が 0. 6%以上とする必要がある力 3%を超えると、強度が上昇し過ぎて被削性が低下することになる。尚、 Mn含有量の好ましい下限は 1%であり、好ましい上限は 2%である。

[0025] P : 0. 02〜0. 2%

Pは、仕上げ面粗さを向上させる作用を発揮する。また切り屑中のクラック伝播を容易にすることによって、切り屑処理性を顕著に向上させる作用がある。こうした効果を発揮させるためには、 P含有量は少なくも 0. 02%以上とする必要がある。し力しながら、 P含有量が過剰になると、熱間加工性を劣化させるので、 0. 2%以下とする必要がある。尚、 P含有量の好ましい下限は 0. 05%であり、好ましい上限は 0. 15%である。

[0026] S : 0. 2—1%

Sは、鋼中で Mnと結合し、 MnSとなって切削加工時の応力集中源となり、切り屑の分断を容易にして被削性を高めるために有用な元素である。こうした効果を発揮させるためには、 S含有量は 0. 2%以上とする必要がある。しかしながら、 S含有量が過剰になって 1%を超えると、熱間加工性の低下を招くことになる。尚、 S含有量の好ましい下限は 0. 3%であり、好ましい上限は 0. 8%である。

[0027] Total. A1: 0. 005%以下（0%を含まない）

A1は固溶強化による強度の確保および脱酸に有用な元素である力強力な脱酸剤として働いて酸ィ匕物 (Al O )を形成することになる。この Al O によって、介在物

2 3 2 3

が MnO-Al O -MnS系になるのである力 Al含有量が 0· 005%を超えると、この

2 3

介在物中の Al Ο 濃度が高くなり、 MnS中の酸素濃度が確保できなくなり、仕上げ

2 3

面粗さが悪ィ匕することになる。尚、好ましい上限は 0. 003%であり、より好ましくは 0. 001%以下とするのが良い。

[0028] 0 : 0. 008—0. 03%

Oは、 Mnと結合して MnOを生成する。また MnOは Sを多く含有し、 MnO- MnS複合介在物が形成されることになる。そして、この MnO- MnS複合介在物は、圧延で伸延しにくぐ比較的球状に近い状態で存在するので、切削加工時に応力集中源として作用する。このため、 Oは積極的に添加する力 0. 008%未満ではその効果が小さく、一方 0. 03%を超えて含有させると、鋼塊に COガス起因の内部欠陥が発生するようになる。こうしたこと力ら、 O含有量は 0. 008-0. 03%の範囲とする必要力 S ある。尚、鋼中の O含有量の好ましい下限は 0. 01%であり、好ましい上限は 0. 03% である。

[0029] N: 0. 002—0. 03%

Nは構成刃先の生成量に影響を与える元素であり、その含有量が仕上げ面粗さに影響を及ぼすことになる。 N含有量が、 0. 002%未満では構成刃先の生成量が多くなり過ぎて仕上げ面粗さが劣化することになる。また Nは、組織中の転位上に偏祈し易い性質があり、切削時に転位上へ偏祈して母材を脆化させ、生成したクラックの伝播を容易にすることで切り屑破断性 (切り屑処理性)も向上することになる。し力しながら、 N含有量が過剰になって 0. 03%を超えると铸造時に気泡（ブローホール)を発生し、铸塊の内部欠陥や表面疵となり易いので、 0. 03%以下に抑える必要がある。尚、 N含有量の好ましい下限は 0. 005%であり、好ましい上限は 0. 025%である。

[0030] 本発明の低炭素硫黄快削鋼においては、上記成分の他 (残部）は基本的に鉄からなるものであるが、これら以外にも微量成分を含み得るものであり、こうした成分を含むものも本発明の技術的範囲に含まれる。また、本発明の低炭素硫黄快削鋼には、不可避的に不純物（例えば、 Cu, Sn, Ni等）が含まれることになる力それらは本発明の効果を損なわなヽ程度で許容される。

[0031] 本発明の低炭素硫黄快削鋼においては、必要によって、（1)固溶 N量を 0. 002〜

0. 02%とすることや、 (2)Ti, Cr, Nb, V, Zrおよび Bよりなる群から選ばれる 1種以上を、合計で 0. 02%以下 (0%を含まない）に抑制することも有用である力これらの範囲限定理由は下記の通りである。

[0032] 固溶 N量： 0. 002—0. 02%

上述の如ぐ鋼中の固溶 Nは微小クラックの生成に関与するものであり、その量を適切に調整することによって、被削性の良好な快削鋼を実現できる。こうした効果を発揮させるためには、鋼中の固溶 N量を 0. 002%以上確保するのがよいが、 0. 02% を超えると疵が増加することになる。

[0033] Ti. Cr. Nb. V. Zrおよび Bよりなる群から撰ばれる 1糠以十.：合計で 0. 02%以下 (

0% 含まない）

これらの元素は、 Nと結合して窒化物を生成する成分であり、その量が多くなると固溶 N量が減してその必要量が確保できなくなる。こうしたことから、これらの成分は合計で 0. 02%以下に抑制するのが良い。

[0034] 本発明の低炭素硫黄快削鋼は、鋼中の MnS中の平均酸素濃度を 0. 4%以上とすることによって、被削性を改善するものである力こうした要件を満足させるためには、鋼中の固溶 Siを 35ppm以下、且つ固溶 A1を lppm以下に制御して、铸片の介在物組成（非金属介在物）を MnO-SiO -MnS系三元系で規格ィ匕したとき（即ち、 MnO

2

、 SiO および MnSの合計で 100%としたとき）の平均糸且成が MnS : 60%以下、 SiO

2

:4%以下、 MnO : 36%以上となるように制御すれば良い。尚、対象とする非金属

2

介在物の大きさを、「面積が 25 m²以上のもの」としたのは、これより小さい非金属介在物では、クラック生成サイトとしての被削性向上効果があまりないからである。

[0035] 上記のようにして介在物糸且成を制御すれば、 MnS中の O濃度を 0. 4%以上にできる理由について、図面を用いて説明する。図 1は、 MnO- SiO -MnS三成分系の 1 250。Cの等温断面状態図である（「鉄と鋼」 Vol. 81 (1995) No. 12, PI 109)。尚、図 1において、「doubly satd.」とは、表記された 2相が飽和していることを意味する。

[0036] 本発明にお、ては、脱酸力の強!、A1や Siを徹底的に低減する結果、凝固した铸片に認められる介在物は、 MnO-SiO -MnS系となるのである力铸片は分塊圧延

2

前に、 1250°C程度に加熱保持される。そこで、上記状態図（図 1)に、仕上げ面粗さに優れるものと、優れないものをプロットしたところ、被削性に劣る化ものでは SiO 濃

2 度が高くなつて、逆に優れるものでは SiO 濃度が低くなつていることが判明したので

2

ある（後記表 1、 2の No. 1〜15)。

[0037] こうした結果が得られたのは、図 1に示すように、本系の状態図は、 SiO が多くなる

2 と MnS飽和領域がせり出してくる形をしているので、 SiO が多い場合（SiO力

2 2 以上）は、 1250°C保持中に純粋な MnS (即ち、 Oを含まない MnS)が多く生成することになる。その結果、 MnS中の O濃度が高くならない。

[0038] 一方、 MnO-SiO -MnS介在物組成が上記の介在物組成範囲内であれば、状態

2

図上の液相介在物若しくは MnO飽和領域となり、 MnS中の O濃度が高くなる（即ち、 0. 4%以上)ものと考えられる。その結果、分塊圧延前の加熱保持中に MnS中の O濃度が高くなり、その後の分塊圧延、棒鋼圧延、線材圧延においても、 MnSが変形しにくぐ大型で球状ィ匕した MnSを含有する製品を得ることができる。

[0039] 発明の低炭素硫黄快削鋼を製造するに当っては、基本的には連続铸造法によつて、鋼中の固溶 Siを 35ppm以下、且つ固溶 A1を lppm以下に制御すれば良ぐこうした製造法を採用することによって、生産性を高めることができる。但し、その製造方法は連続铸造法に限らず、造塊法によっても製造することができる。

[0040] 連続铸造法を採用するときの具体的な製造手順は、例えば次のようにすれば良、。まず、転炉で Cを吹き下げ、 C濃度を 0. 04%以下として溶鋼中のフリー酸素 (溶存酸素）の高、状況を作り出す。このときのフリー酸素は 500ppm以上であることが好ましい。次いで、この溶鋼を出鋼する際に、 Fe- Mn合金や Fe- S合金等の合金を添カロする。これらの合金は、不純物として Siや A1を含有するが、転炉出鋼時の高酸素溶鋼にこれらを添加することによって、 Siや A1が酸ィ匕され、 SiO や Al O となり、また

2 2 3

その後の溶鋼処理時にこれらが浮上分離し、スラグ中に入ることで、鋼中に残留する Siや Alは低減して目標とする濃度となる。この処理においては、成分調整のために添加する Fe-Mn合金や Fe-S合金等の 70%以上を転炉出鋼時に添カ卩して、 Al, Si を低減し、溶鋼処理時に残りの 30%以下を添加することが重要である。こうした、手順を踏むことによって、不純物である A1や Siが系外に出やすくなり、目標とする固溶 Siや固溶 A1を得ることができる。

[0041] 以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前 ·後記の趣旨に適合し得る範囲で変更を加えて実施することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。

実施例

[0042] 3t規模の誘導炉、 lOOtの転炉および取鍋等による溶鋼処理設備を使用して、 Si, Mn, S, Al, N等の含有量を変化させて各種溶鋼を溶製した。このとき、 Siおよび A1 については、添加する Fe- Mn合金および Fe- S合金中の Si濃度および A1濃度を変化させることによって調整した。このようにして得られた溶鋼を所定の铸型に铸造する直前に、フリー酸素プローブ（商品名「HYOP10A- C150」ヘレウスエレクトロナイト社製)を用いて測定し、フリー酸素濃度とした。

[0043] また溶鋼は、断面が 300mm X 430mmのブルーム連続铸造力、或いは 3t規模誘導炉の場合には、ブルーム铸片と同様の冷却速度となるように設計した、铸鉄製の铸型（断面サイズ： 300mm X 430mm)を用いて铸造した。

[0044] 得られた铸片 (若しくは铸塊)の表面近傍の急冷部からサンプリングし、化学分析を実施し、成分組成を測定した。その結果を、下記表 1に示す。

[0045] [表 1]

[0046] 得られた铸片について、 1270°Cで 1時間加熱後分塊圧延（断面サイズ： 155mm X 155mm)し、その後 25mm φまで圧延、酸洗して、 22mm φの磨棒とし、切削試験に供した。このとき、圧延は 1000°Cで実施し、強制冷却により 800°Cから 500°Cまでの平均冷却速度を約 1. 5°CZ秒とした。また鋼材温度の測定は放射温度計により行った。

[0047] 各鋼材について下記の方法によって、介在物組成（酸化物組成）、 MnS中の平均 O濃度、固溶 Al、固溶 Si、固溶 Nを測定すると共に、下記の条件によって切削試験をおこなった。

[0048] [介在物組成の測定]

凝固後の铸片断面（430mm X 300mm)の DZ4部（300mm幅の中心線にお!、て、表面から 108mm部分）を研磨し、 100mm² ( 10mm X 10mm)の領域内に存在する面積が 25 m²以上の酸硫化物を、 EPMAにより組成分析を実施した。 1視野（1 00mm² )当り、 200〜300個の硫ィ匕物を測定した。その結果を酸ィ匕物、硫化物換算した結果、主成分は MnS、 MnO、 SiO 、 FeOが検出されたが、 FeOはマトリクスで

2

ある鋼を検出している可能性もあるため、 MnO-SiO -MnSの三元系で規格化（3

2

成分で 100%となるように規格化）して平均組成を求めた。

[0049] [MnS中の平均 O濃度]

画像解析装置によって、面積が 25 μ m²以上の MnSを選択し、この MnSについて SEM-EDXによって平均 O濃度を測定した。

[0050] [固溶 Si、 A1測定方法]

分析には、 ims5f型二次イオン質量分析装置 (CAMECA社製)を用い、以下の手順で分析を行った。各試料 (試験片）について、 500 500 ( 111)の領域で八1, Siの二次イオン像を観察し、その領域内で Al, Siが濃化していない場所を 3箇所選び、下記の条件で深さ方向分析を行った。このとき、分析対象元素の Siは、電気的に陰性な元素であるので、 Cs+イオンを照射して負イオンを検出した。はじめに試料面における Si—の二次イオン像を観察し、 Siが濃化していない領域を選択した深さ方向分析を行った。測定された二次イオン強度から濃度への変換は²⁸ Siをイオン注入した純鉄から求めた感度係数を用いて行った。 A1は O +イオンを照射して検出した。詳細な条件は下記の通りである。

一次イオン条件： A1の分析 O + , 8eV, ΙΟΟηΑ

2

Siの分析 Cs+ , 14. 5eV, 25nA

照射領域：80 Χ 80 ( /ζ πι)

分析領域：8 /ζ πι φ

二次イオン極性: Alの分析正

Siの分析負

試験室真空度：1. 2 X 10^_7 Pa

スパッタ速度： A1の分析純鉄換算で約 32. 0AZ秒

Siの分析純鉄換算で約 36. 6A,秒

電子線照射：なし

[0051] [固溶 Nの測定]

固溶 Nは、トータル N (不活性ガス融解熱伝導度法）と化合物 N (10%ァセチルァセトン + 1%テトラメチルアンモニアクロリド +メタノール溶液にて溶解抽出、 1 μ mフィルターで採取→インドフノール吸光光度計)の差によって求めた。

[0052] 切削試験条件は、下記の通りである。また、切削試験後の仕上げ面の評価および鋼片の表面疵の評価基準は下記の通りである。

[切削試験条件]

工具：高速度工具鋼 SKH4A

切削速度： lOOmZ分

送り：0. 01 mm/rev

切込み : 0. 5mm

切削油：塩素系の不水溶性切削油剤

切削長さ： 500m

[評価基準]

仕上げ面評価: JIS B 0601 (2001)に基づぐ最大高さ Rzによ

つて、表面粗さを評価した。

表面疵評価：分塊圧延した鋼片（断面サイズ： 155mm X 155mm)について、表面疵の有無について調査し、目視検査によりグラインダによる手入れの必要性がな、ときを、表面疵「無し」と評価した。

[0053] 切削試験結果を、介在物組成 (酸化物組成）、 MnS中の平均 O濃度、固溶 Al、固溶 Si、固溶 Nの測定値と共に、下記表 2に示す。

[0054] [表 2]

これらの結果から、明らかなように、本発明で規定する要件を満足するもの〈試験 N o. 1〜15〉では、切削仕上げ面粗さ（最大高さ Rz)が微細になっており、良好な被肖 IJ 性が発揮できて、ることが分かる。 [0056] これに対して、本発明で規定する要件のいずれかを欠くもの（試験 No. 16〜23では、、ずれかの特性が劣化して、ることが分かる。

[0057] また、上記結果に基づき、 MnS中の O濃度と切削仕上げ面粗さ（最大高さ Rz)の関係を図 2に、固溶 Si濃度と切削仕上げ面粗さ (最大高さ Rz)の関係を図 3に、固溶 A1 濃度と切削仕上げ面粗さ (最大高さ Rz)の関係を図 4に、介在物中の SiO 濃度と切

2 削仕上げ面粗さ (最大高さ Rz)の関係を図 5に、固溶 N濃度と切削仕上げ面粗さ (最大高さ Rz)の関係を図 6に示す。

Claims

請求の範囲

C :0.02〜0.15質量⁰ /₀、

Si:0.004質量％以下（0質量％を含まない）、

Mn:0.6〜3質量⁰ /₀、

P :0.02〜0.2質量⁰ /₀、

S :0.2〜1質量％、

A1:0.005質量％以下（0%を含まない）、

O :0.008〜0.04質量⁰ /₀

N :0.002〜0.03質量％を夫々含有し、且つ、

鋼中における MnS中の平均 O濃度が 0.4質量％以上であることを特徴とする被削性に優れた低炭素硫黄快削鋼。

C :0.02〜0.15質量⁰ /₀、

Si:0.004質量％以下（0質量％を含まない）、

Mn:0.6〜3質量⁰ /₀、

P :0.02〜0.2質量⁰ /₀、

S :0.2〜1質量％、

A1:0.005質量％以下（0質量％を含まない）、

O :0.008〜0.04質量⁰ /₀

N :0.002〜0.03質量％を夫々含有し、且つ、

鋼中の固溶 Siが 35ppm以下、固溶 A1が lppm以下であることを特徴とする被削性に優れた低炭素硫黄快削鋼。

C :0.02〜0.15質量⁰ /₀、

Si:0.004質量％以下（0質量％を含まない）、

Mn:0.6〜3質量⁰ /₀、

P :0.02〜0.2質量⁰ /₀、

S :0.2〜1質量％、

A1:0.005質量％以下（0質量％を含まない）、

O :0.008〜0.04質量⁰ /₀ N : 0. 002〜0. 03質量％を夫々含有し、且つ、

凝固後の铸片において、面積が 25 μ m²以上の非金属介在物を、 MnO-SiO -

2

MnS系の三元系で規格化したときの平均組成力 MnS : 60質量％以下、 SiO :4

2 質量％以下、 MnO： 36質量％以上であることを特徴とする被削性に優れた低炭素硫黄快削鋼。

[4] 固溶 N量が 0. 002-0. 02質量％である請求項 1〜3のいずれかに記載の低炭素硫黄快削鋼。

[5] Ti, Cr, Nb, V, Zrおよび Bよりなる群から選ばれる 1種以上を、合計で 0. 02質量

%以下に抑制したものである請求項 4に記載の低炭素硫黄快削鋼。