WO2014125779A1 - 鉛快削鋼 - Google Patents

鉛快削鋼 Download PDF

Info

Publication number
WO2014125779A1
WO2014125779A1 PCT/JP2014/000486 JP2014000486W WO2014125779A1 WO 2014125779 A1 WO2014125779 A1 WO 2014125779A1 JP 2014000486 W JP2014000486 W JP 2014000486W WO 2014125779 A1 WO2014125779 A1 WO 2014125779A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
cutting
inclusions
steel
free
mns
Prior art date
Application number
PCT/JP2014/000486
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
宏二 渡里
橋村　雅之
Original Assignee
新日鐵住金株式会社
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 新日鐵住金株式会社 filed Critical 新日鐵住金株式会社
Priority to CN201480009262.2A priority Critical patent/CN105026592B/zh
Priority to JP2015500131A priority patent/JP5954484B2/ja
Priority to KR1020157018485A priority patent/KR101685864B1/ko
Publication of WO2014125779A1 publication Critical patent/WO2014125779A1/ja

Links

Images

Classifications

    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
    • B22D11/00—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths
    • B22D11/001—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths of specific alloys
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
    • B22D11/00—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths
    • B22D11/16—Controlling or regulating processes or operations
    • B22D11/22—Controlling or regulating processes or operations for cooling cast stock or mould
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
    • B22D27/00—Treating the metal in the mould while it is molten or ductile ; Pressure or vacuum casting
    • B22D27/04—Influencing the temperature of the metal, e.g. by heating or cooling the mould
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D7/00—Modifying the physical properties of iron or steel by deformation
    • C21D7/13—Modifying the physical properties of iron or steel by deformation by hot working
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/22—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for drills; for milling cutters; for machine cutting tools
    • 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
    • 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
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • 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
    • C22C38/008—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tin
    • 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
    • C22C38/08—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing nickel
    • 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
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • 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
    • C22C38/16—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing copper
    • 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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • 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 free-cutting steel, and more particularly to lead-free-cutting steel containing lead.
  • General machine products such as automobiles and electrical appliances include multiple parts. Many of these parts are manufactured by cutting. Therefore, the steel used as the material of the parts is required to have “easy to cut”, that is, excellent machinability.
  • Free-cutting steel has excellent machinability. Typical free-cutting steels are, for example, SUM23, SUM24L, etc. defined in JIS standards. Since Pb enhances the machinability of steel, most free-cutting steel contains Pb. Hereinafter, free-cutting steel containing Pb is referred to as lead free-cutting steel.
  • Patent Document 1 proposes improvement of machinability of free-cutting steel. Specifically, in Patent Document 1, the machinability of steel is enhanced by controlling the form of MnS inclusions in the steel.
  • An object of the present invention is to provide a lead free-cutting steel excellent in machinability.
  • the lead free-cutting steel according to the present embodiment is, in mass%, C: 0.005 to 0.2%, Mn: 0.3 to 2.0%, P: 0.005 to 0.2%, S: 0 0.01 to 0.7%, Pb: 0.03 to 0.5%, N: 0.004 to 0.02%, and O: 0.003 to 0.03%, with the balance being Fe and Consists of impurities.
  • MnS inclusions, Pb inclusions, and Pb-MnS inclusions containing Pb and MnS in steel MnS inclusions, Pb inclusions and Pb-MnS inclusions having a circle equivalent diameter of 5 ⁇ m or more
  • the ratio of the number of Pb—MnS inclusions having an equivalent circle diameter of 5 ⁇ m or more to the total number is 5% or more.
  • the lengths of MnS inclusions, Pb inclusions, and Pb—MnS inclusions are 200 ⁇ m or less.
  • the average length of MnS inclusions, Pb inclusions and Pb—MnS inclusions having a circle equivalent diameter of 5 ⁇ m or more in steel is 50 ⁇ m or less.
  • those having an equivalent circle diameter of 2 ⁇ m or more and an aspect ratio of 10 or less are 500 / mm 2 or more.
  • the lead free-cutting steel is one type selected from the group consisting of Cu: 0.5% or less, Ni: 0.5% or less, and Sn: 0.5% or less, instead of part of Fe. You may contain 2 or more types.
  • the lead free-cutting steel may contain one or more selected from the group consisting of Te: 0.2% or less and Bi: 0.5% or less, instead of part of Fe. .
  • the above-mentioned lead free-cutting steel may contain one or more selected from the group consisting of Cr: 0.5% or less and Mo: 0.5% or less instead of part of Fe.
  • the lead free cutting steel according to the present embodiment has excellent machinability.
  • FIG. 1A is a sectional view in the vicinity of a cutting surface when a cutting edge is large during cutting.
  • FIG. 1B is a cross-sectional view of the vicinity of the cutting surface when the cutting edge is small during cutting.
  • FIG. 2 is a photograph of Pb inclusions and Pb—MnS inclusions in steel.
  • FIG. 3 is a schematic diagram for explaining the shape of the constituent cutting edge during cutting when the length of the effective large free-cutting inclusion is large.
  • FIG. 4 is a schematic diagram for explaining the shape of the constituent cutting edge during cutting when the length of the effective large free-cutting inclusion is small.
  • FIG. 5 is a flowchart showing an example of the temperature history of the material during the manufacturing process of the lead free cutting steel of the present embodiment.
  • FIG. 6 is a schematic diagram for explaining the cooling rate in the casting process.
  • FIG. 7A is a schematic diagram for explaining a plunge cutting test.
  • FIG. 7B is another schematic diagram for explaining the plunge cutting test.
  • the inventors focused on the relationship between the form of Pb and MnS inclusions in the free-cutting steel and the machinability, and investigated and studied. As a result, the present inventors obtained the following knowledge.
  • the component cutting edge means a part of the steel material being cut and adheres to the cutting edge of the cutting tool being cut.
  • the constituent cutting edge functions as a substantial cutting edge while repeatedly falling off and attaching to the tool. Therefore, the constituent cutting edge affects the machinability.
  • FIGS. 1A and 1B are cross-sectional views of the vicinity of the cutting surface after the cutting tool is removed during the cutting process.
  • the white broken line in the figure means the cutting edge position of the cutting tool 3.
  • FIG. 1A a large component cutting edge 2 is formed, and the component cutting edge 2 is attached to the steel material 1 away from the cutting tool 3.
  • FIG. 1B the constituent cutting edge is sufficiently smaller than that in FIG. 1A, so that it is detached from the steel material 1 together with the cutting tool 3.
  • the constituent cutting edge when the constituent cutting edge grows greatly, the constituent cutting edge easily adheres to the steel material.
  • the component cutting edge adhering to the steel material comes into contact with the cutting tool again. At this time, the cutting tool may be damaged.
  • the surface roughness of the cutting surface of the steel material may become rough due to the component cutting edge adhering to the steel material.
  • the constituent cutting edge when detached from the cutting tool, a part of the constituent cutting edge may remain on the cutting tool. In this case, a part of the remaining component cutting edge becomes a nucleus, and the component cutting edge grows again. Therefore, the cutting tool is damaged or the steel surface becomes rough.
  • the constituent cutting edge is small as shown in FIG. 1B, the constituent cutting edge is easily detached from the steel material and the cutting tool. In this case, the component cutting edge hardly affects the life of the cutting tool, and the surface roughness of the steel material tends to be good (small).
  • the constituent cutting edge is small, and it is preferable that the constituent cutting edge hardly grows during cutting.
  • the constituent cutting edge is small, the generation of cracks accompanying the falling off of the constituent cutting edge is promoted.
  • the constituent cutting edges frequently fall off while being fine, the surface roughness is improved and the tool life is extended. That is, machinability is increased.
  • MnS inclusions means an inclusion composed of Mn, S and impurities.
  • Pb inclusion means an inclusion composed of Pb and impurities as indicated by reference numeral 4 in FIG.
  • Pb—MnS inclusion means an inclusion containing MnS5 and Pb6 adhering to the surface of MnS5, for example, as indicated by reference numeral 7 in FIG.
  • Free-cutting inclusions promote the generation and propagation of cracks based on the stress concentration effect near the tool edge during cutting.
  • the free-cutting inclusion further exerts a lubricating action on the contact surface between the cutting tool and the work material.
  • the shape of the effective large free-cutting inclusion affects the shape of the constituent cutting edges.
  • free-cutting inclusions having an equivalent circle diameter of 5 ⁇ m or more are defined as effective large-sized free-cutting inclusions.
  • the length ML (Maximum Length) of the lead free-cutting steel material in the drawing direction is too large, or the average length in the drawing direction of the lead free-cutting steel material in the effective large-sized free-cutting inclusions If AL (Average Length) is too large, the constituent cutting edges tend to grow and become large, and the machinability deteriorates.
  • FIG. 3 is a schematic diagram for explaining the shape of the constituent cutting edge during cutting when the length of the free-cutting inclusion is large.
  • FIG. 4 is a schematic diagram for explaining the shape of the constituent cutting edge during cutting when the length of the free-cutting inclusion is small.
  • the constituent cutting edges become fine and the machinability increases.
  • Free-cutting inclusions having an equivalent circle diameter of 2 ⁇ m or more are defined as effective free-cutting inclusions. If the number of effective free-cutting inclusions having an aspect ratio of 10 or less (hereinafter referred to as specific inclusion density SN0) is 500 / mm 2 or more, a large number of fine constituent cutting edges are uniformly generated, Increases machinability. Note that an effective large free-cutting inclusion having an equivalent circle diameter of 5 ⁇ m or more is also included in the effective free-cutting inclusion.
  • the present inventors have completed the lead free-cutting steel according to this embodiment.
  • the lead free-cutting steel according to the present embodiment will be described in detail.
  • the lead free-cutting steel according to the present embodiment has the following chemical composition.
  • C 0.005 to 0.2%
  • Carbon (C) increases the strength of the steel. C further affects the amount of oxygen in the steel and the machinability. If the C content is too low, a large amount of oxygen remains in the steel and pinholes are generated. Furthermore, a hard oxide is produced and machinability is reduced. On the other hand, if the C content is too high, the strength of the steel becomes too high and the machinability deteriorates. Therefore, the C content is 0.005 to 0.2%.
  • the minimum with preferable C content is higher than 0.005%, More preferably, it is 0.05%, More preferably, it is 0.07%.
  • the upper limit with preferable C content is less than 0.2%, More preferably, it is 0.12%, More preferably, it is 0.09%.
  • Mn 0.3 to 2.0%
  • Manganese (Mn) forms a soft oxide in the molten steel and suppresses the formation of a hard oxide. Therefore, the machinability of steel is increased. Mn further binds to S to form MnS, thereby reducing the amount of dissolved S. If the amount of dissolved S is reduced, high temperature embrittlement cracking is suppressed. If the Mn content is too low, the above effect is difficult to obtain. If the Mn content is too low, S forms FeS instead of S forming MnS, and the steel becomes brittle. On the other hand, if the Mn content is too high, the hardness of the steel becomes too high, and the machinability and cold workability deteriorate.
  • the Mn content is 0.3 to 2.0%.
  • the minimum with preferable Mn content is higher than 0.3%, More preferably, it is 0.5%, More preferably, it is 0.8%.
  • the upper limit with preferable Mn content is less than 2.0%, More preferably, it is 1.8%, More preferably, it is 1.6%.
  • P 0.005 to 0.2% Phosphorus (P) embrittles the steel and increases the machinability of the steel. If the P content is too low, this effect cannot be obtained. On the other hand, if the P content is too high, the effect of improving machinability is saturated. If the P content is too high, it is further difficult to stably produce steel. Therefore, the P content is 0.005 to 0.2%.
  • the minimum with preferable P content is higher than 0.005%, More preferably, it is 0.03%, More preferably, it is 0.05%.
  • the upper limit with preferable P content is less than 0.2%, More preferably, it is 0.15%, More preferably, it is 0.1%.
  • S 0.01 to 0.7% Sulfur (S) combines with Mn to form MnS inclusions. MnS inclusions enhance the machinability of steel. Furthermore, since Pb is aggregated around MnS crystallized in the solidification process, MnS uniformly disperses Pb in the steel. If the S content is too low, the above effect cannot be obtained. On the other hand, if the S content is too high, a sulfide containing coarse MnS as a main component is generated, and the hot deformation characteristics are deteriorated. Therefore, the S content is 0.01 to 0.7%.
  • the preferable lower limit of the S content is higher than 0.01%, more preferably 0.05%, and further preferably 0.15%. is there.
  • the upper limit with preferable S content is less than 0.7%, More preferably, it is 0.5%, More preferably, it is 0.4%.
  • the preferable S content is 0.28% or more.
  • Pb 0.03 to 0.5%
  • Lead (Pb) hardly dissolves in Fe of the matrix and forms soft Pb inclusions. Further, Pb is adjacent to the periphery of MnS and forms Pb—MnS inclusions. Pb adjacent to MnS increases the lubricity at the interface between the Pb—MnS inclusion and the base material, and suppresses the extension of the Pb—MnS inclusion during hot rolling. Further, Pb promotes the progress of cracks. For this reason, Pb inclusions and MnS inclusions are formed in the steel, and if Pb—MnS inclusions are further formed, the machinability is enhanced. If the Pb content is too low, the above effect cannot be obtained.
  • the Pb content is 0.03 to 0.5%.
  • the minimum with preferable Pb content is higher than 0.03%, More preferably, it is 0.1%, More preferably, it is 0.15%.
  • the upper limit with preferable Pb content is less than 0.5%, More preferably, it is 0.4%, More preferably, it is 0.35%.
  • N 0.004 to 0.02%
  • Nitrogen (N) affects the machinability and the surface roughness after cutting. Specifically, if the N content is too low, dislocations in the steel at the time of cutting tend to move. Therefore, the ductility of the matrix becomes too high. In this case, cutting flaking easily occurs and good surface roughness cannot be obtained. On the other hand, if the N content is too high, dislocations are difficult to move. In this case, the steel becomes brittle, and the steel is easily cracked during cold working other than cutting such as wire drawing or cold forging. Therefore, the N content is 0.004 to 0.02%.
  • the minimum with preferable N content is higher than 0.004%, More preferably, it is 0.006%, More preferably, it is 0.008%.
  • the upper limit with preferable N content is less than 0.02%, More preferably, it is 0.018%, More preferably, it is 0.015%.
  • Oxygen (O) affects the shape of MnS. If the O content is too low, the amount of oxygen in MnS is also reduced. Therefore, the stretchability of MnS increases.
  • MnS is easily stretched in a predetermined direction (for example, the rolling direction), and anisotropy is easily generated in the steel. In this case, the cutting edge of the component becomes large during cutting, or irregular dropping of the cut steel portion occurs. Therefore, the steel surface becomes rough and the tool deteriorates.
  • the shape of MnS affects the dispersion of Pb. Therefore, a high aspect ratio (that is, stretched) MnS is not preferable.
  • the O content is 0.003 to 0.03%.
  • the minimum with preferable O content is higher than 0.003%, More preferably, it is 0.005%, More preferably, it is 0.008%, More preferably, it is 0.012%.
  • the upper limit with preferable O content is less than 0.03%, More preferably, it is 0.025%, More preferably, it is 0.022%.
  • a more preferable upper limit of the O content is 0.018%.
  • the remainder of the lead free cutting steel according to the present embodiment is made of iron (Fe) and impurities.
  • the impurities referred to here are ores and scraps used as raw materials for steel, or elements mixed in from the environment of the manufacturing process.
  • free-cutting inclusions in steel In the free-cutting steel according to this embodiment, free-cutting inclusions (MnS inclusions, Pb inclusions, Pb—Mn inclusions) in the steel satisfy the following conditions 1 to 4.
  • [Condition 1] Among free-cutting inclusions in steel, MnS inclusions having an equivalent circle diameter of 5 ⁇ m or more, Pb inclusions having an equivalent circle diameter of 5 ⁇ m or more, and Pb—MnS inclusions having an equivalent circle diameter of 5 ⁇ m or more.
  • the ratio RI of the number of Pb—MnS inclusions having a circle-equivalent diameter of 5 ⁇ m or more with respect to the total number is 5% or more.
  • the equivalent circle diameter means the diameter of the circle when the area of the free-cutting inclusion is converted into a circle having the same area.
  • the number of free-cutting inclusions (referred to as specific inclusion density SN0) having an equivalent circle diameter of 2 ⁇ m or more and an aspect ratio of 10 or less is 500 pieces / mm 2 or more. .
  • the ratio RI is obtained by the following method.
  • a cross section (hereinafter referred to as a main surface) that is parallel to the drawing direction (for example, the rolling direction) of the lead free cutting steel material (for example, a bar steel, a wire rod, etc.) and that includes the center line of the lead free cutting steel material is polished.
  • Ten fields of view of a position (so-called R / 2 position) having a half depth of the radius in the radial direction from the surface of the lead free-cutting steel material in the main surface are observed.
  • the area of each visual field is 4 mm 2 (2 mm ⁇ 2 mm). Therefore, the total area of the observed visual field is 40 mm 2 .
  • SEM electron microscope
  • EDX energy dispersive X-ray spectrometer
  • the equivalent circle diameter of each free-cutting inclusion is obtained.
  • free-cutting inclusions having an equivalent circle diameter of 5 ⁇ m or more that is, effective large free-cutting inclusions
  • Pb—MnS inclusions having an equivalent circle diameter of 5 ⁇ m or more effective large Pb—MnS). Inclusions
  • the upper limit of the equivalent circle diameter of the free-cutting inclusion is not particularly limited, but is, for example, 200 ⁇ m.
  • Identification of free-cutting inclusions, calculation of equivalent circle diameter, identification of effective large-sized free-cutting inclusions, identification of the total number TN0 and TN1, etc. can be analyzed by the known particle analysis software using the above-described inclusion composition analysis image. .
  • the preferred ratio RI is 10% or more, more preferably 15% or more. In this case, the machinability is further enhanced.
  • the length ML of the free-cutting inclusions in the steel is 200 ⁇ m or less (Condition 2). Further, among free-cutting inclusions, effective large-sized free-cutting inclusions (that is, MnS inclusions having an equivalent circle diameter of 5 ⁇ m or more, Pb inclusions having an equivalent circle diameter of 5 ⁇ m or more, and equivalent circle diameters of 5 ⁇ m or more)
  • the average length AL of the Pb—MnS inclusions having a) is 50 ⁇ m or less (Condition 3).
  • the constituent cutting edges are easily miniaturized, and cracks are easily generated and propagated in the steel during cutting. Therefore, excellent surface roughness and tool life are obtained, and high machinability is obtained.
  • the length ML of free-cutting inclusions and the average length AL of effective large-sized free-cutting inclusions are measured by the following method.
  • the main surface of lead free-cutting steel (for example, steel bar, wire rod, etc.) is polished. Of the main surface, the R / 2 position is mirror-polished and observed.
  • the total observation area is 2000 mm 2 .
  • the total observation area is the total area of 20 visual fields, and each visual field area is 10 mm ⁇ 10 mm.
  • the free-cutting inclusions in each field of view are specified using an optical microscope at a magnification of 400 times.
  • the length LL in the drawing direction of the steel material and the length LS perpendicular to the drawing direction And measure.
  • the specified lengths LL of free-cutting inclusions the largest one is defined as the length ML ( ⁇ m) of free-cutting inclusions.
  • the average length AL of the average length AL ( ⁇ m) of effective large free-cutting inclusions (free-cutting inclusions having an equivalent circle diameter of 5 ⁇ m or more) among the free-cutting inclusions specified by the above method is used. ( ⁇ m).
  • the length ML and the average length AL of the effective large free-cutting inclusion can be analyzed using the particle analysis software described above.
  • Aspect ratio AR length LL of free-cutting inclusions / length LS of free-cutting inclusions (2)
  • a large component cutting edge 2 is formed as shown in FIG. If the component cutting edge 2 becomes large, the distribution of the generated component cutting edge 2 tends to be non-uniform, resulting in a decrease in surface roughness and a shortened tool life.
  • the length ML is 200 ⁇ m or less and the average length AL of the effective large free-cutting inclusion is 50 ⁇ m or less, the aspect ratio AR of the free-cutting inclusion is small and the free-cutting inclusion is nearly spherical.
  • the constituent cutting edges 2 become fine, and a plurality of fine constituent cutting edges 2 are likely to be uniformly distributed in the cutting edge of the cutting tool. Therefore, uniform cutting is possible, good surface roughness is obtained, and the tool life is extended.
  • the specific inclusion density SN0 is obtained by the following method.
  • the free-cutting inclusions in each field of view (total 10 fields) are specified by the method specified in Condition 1.
  • the equivalent circle diameter is determined for each identified free-cutting inclusion by the same method as in Condition 1.
  • the aspect ratio AR is calculated
  • the specific inclusion density SN0 (pieces / mm 2 ) is obtained by the following equation (3) using the total number SN1 and the total area (mm 2 ) of 10 visual fields.
  • Specific inclusion density SN0 total SN1 / 10 total area of visual field (3)
  • the equivalent circle diameter, aspect ratio, total number SN1, etc. can be analyzed using the particle analysis software.
  • Effective free-cutting inclusions contribute to the refinement of the constituent cutting edges. If the specific inclusion density SN0 is too small, the distribution of effective free-cutting inclusions in steel is not sufficient. For this reason, there is a case where the constituent cutting edge is not miniaturized, and an excessively grown constituent cutting edge is likely to be generated. In this case, machinability is reduced.
  • the specific inclusion density SN0 is 500 pieces / mm 2 or more, the effective free-cutting inclusions are uniformly dispersed in the steel. Therefore, the constituent cutting edges can be easily miniaturized, and variations in the constituent cutting edges can be suppressed. As a result, good surface roughness can be obtained.
  • the lead free-cutting steel according to the present embodiment may further contain one or more selected from the group consisting of Cu, Ni and Sn instead of a part of Fe. These selective elements increase the corrosion resistance.
  • Cu 0.5% or less Copper (Cu) is a selective element. Cu increases the corrosion resistance of steel. Cu further increases the machinability of the steel. On the other hand, if the Cu content is too high, the hot ductility of the steel decreases. Therefore, the Cu content is 0.5% or less. If the Cu content is 0.05% or more, the above-described effect is remarkably obtained.
  • the more preferable lower limit of the Cu content is 0.07%, and more preferably 0.15%.
  • the upper limit with preferable Cu content is less than 0.5%, More preferably, it is 0.4%, More preferably, it is 0.3%.
  • Nickel (Ni) is a selective element. Ni increases the corrosion resistance of steel. Ni further increases the ductility of the steel. When the lead free-cutting steel contains Cu, Ni suppresses embrittlement of the lead free-cutting steel and improves the production stability of the steel. On the other hand, if Ni content is too high, ductility will become high too much and machinability will fall. Therefore, the Ni content is 0.5% or less. If the Ni content is 0.05% or more, the above effects are remarkably obtained. A more preferred lower limit of the Ni content is 0.1%. The upper limit with preferable Ni content is less than 0.5%, More preferably, it is 0.4%, More preferably, it is 0.3%.
  • Tin (Sn) is a selective element. Sn increases the corrosion resistance of steel. Sn further increases the machinability of the steel. On the other hand, if the Sn content is too high, the hot ductility of the steel decreases. Therefore, the Sn content is 0.5% or less. If the Sn content is 0.05% or more, the above-described effect is remarkably obtained.
  • the more preferable lower limit of the Sn content is 0.1%, and more preferably 0.2%.
  • the upper limit with preferable Sn content is less than 0.5%, More preferably, it is 0.4%, More preferably, it is 0.3%.
  • the lead free-cutting steel according to the present embodiment may further contain one or more selected from the group consisting of Te and Bi instead of a part of Fe. These elements are selective elements and enhance the machinability of the steel.
  • Te 0.2% or less
  • Tellurium (Te) is a selective element. Te increases the machinability of the steel. Te is particularly effective in controlling the shape of free-cutting inclusions. Specifically, the aspect ratio of MnS inclusions and Pb—MnS inclusions is reduced. On the other hand, if the Te content is too high, the hot ductility of the steel decreases. Therefore, the Te content is 0.2% or less. If the Te content is 0.0003% or more, the above-described effect is remarkably obtained. The more preferable lower limit of the Te content is 0.0008%, and more preferably 0.01%. The upper limit with preferable Te content is less than 0.2%, More preferably, it is 0.1%, More preferably, it is 0.05%.
  • Bi 0.5% or less Bismuth (Bi) is a selective element. Bi increases the machinability of steel. On the other hand, if the Bi content is too high, the hot ductility of the steel decreases. Therefore, the Bi content is 0.5% or less. If the Bi content is 0.005% or more, the above-described effect is remarkably obtained.
  • the more preferable lower limit of the Bi content is 0.008%, and more preferably 0.01%.
  • the upper limit with preferable Bi content is less than 0.5%, More preferably, it is 0.1%, More preferably, it is 0.05%.
  • the lead free-cutting steel according to the present embodiment may further contain one or more selected from the group consisting of Cr and Mo instead of part of Fe. These selective elements increase the hardness of the steel after rolling.
  • the lead free-cutting steel of this embodiment often cuts a material that has been drawn and work-hardened. Generally, the harder the steel, the better the surface roughness, but the tool wear is promoted. Therefore, the hardness of the steel affects the dimensional accuracy. In precision parts, it is preferable to control the hardness of steel after work hardening by wire drawing to about 150 to 250 HV, and it is preferable to adjust the hardness to the optimum depending on the shape to be processed and the amount of cutting.
  • the hardness of steel after work hardening by wire drawing is determined by the hardness of the steel after rolling, work hardening characteristics, and the amount of work.
  • the processing amount for example, the wire drawing area reduction ratio
  • the hardness of the steel after processing is difficult to increase. Therefore, it is effective to increase the hardness of the steel after rolling in advance.
  • elements that improve the hardenability such as Cr and / or Mo are effective.
  • Chromium (Cr) is a selective element. Cr increases the hardness of the steel after rolling. If the Cr content is too high, the steel becomes too hard or it becomes difficult to obtain machinability as free-cutting steel. Therefore, the Cr content is 0.5% or less. If the Cr content is 0.05% or more, the above effects are remarkably obtained.
  • the minimum with preferable Cr content is 0.08%, More preferably, it is 0.1%.
  • the upper limit with preferable Cr content is less than 0.5%, More preferably, it is 0.3%, More preferably, it is 0.2%.
  • Mo 0.5% or less Molybdenum (Mo) is a selective element. Mo increases the hardness of the steel after rolling. If the Mo content is too high, the steel becomes too hard or it becomes difficult to obtain machinability as free-cutting steel. Therefore, the Mo content is 0.5% or less. If the Mo content is 0.02% or more, the above-described effects can be obtained remarkably. A preferable lower limit of the Mo content is 0.03%. The upper limit with preferable Mo content is less than 0.2%, More preferably, it is 0.1%.
  • Lead free-cutting steel containing free-cutting inclusions that satisfy the above-mentioned conditions 1 to 4 is manufactured, for example, by the following manufacturing method.
  • FIG. 5 is a diagram schematically showing the temperature history of the steel material during the manufacturing process of the lead free-cutting steel of the present embodiment.
  • molten steel satisfying the above-described chemical composition is formed into a slab by a continuous casting method.
  • the molten steel is made into an ingot by the ingot-making method (casting step S1).
  • a slab or an ingot is hot-worked several times, and lead free-cutting steel material is manufactured (hot work process S2).
  • hot work process S2 lead free-cutting steel material
  • casting process S1 molten steel is cast and a slab or an ingot is manufactured.
  • slabs and ingots are collectively referred to as materials.
  • the cross-sectional area of the material here is, for example, any of 350 mm ⁇ 560 mm, 220 mm ⁇ 220 mm, 200 mm ⁇ 200 mm, and 150 mm ⁇ 150 mm.
  • the cooling rate RC of the molten steel is controlled by the cross-sectional area of the material and the cooling conditions during the solidification process.
  • MnS inclusions crystallize at the end of solidification of the material in the casting step S1.
  • the solid solution amount of Mn increases as the cooling rate RC of molten steel increases.
  • MnS crystallized in the steel does not grow and the shape of MnS becomes small.
  • MnS having a small aspect ratio is formed.
  • the cooling rate RC is too high, the amount of S solid solution increases excessively and the hot ductility of the steel decreases. Therefore, when producing a slab by continuous casting, breakout tends to occur.
  • the cooling rate is too high, the Pb—MnS inclusions are reduced in the effective large free-cutting inclusions, and the ratio RI becomes too low.
  • the cooling rate RC is too slow, the MnS crystallized in the steel becomes coarse and the number decreases.
  • the specific inclusion density SN0 is less than 500 pieces / mm 2 and the machinability of the steel is lowered.
  • the distribution of Pb tends to be non-uniform, and the quality stability is poor.
  • FIG. 6 is a cross-sectional view of the cast material.
  • the cooling rate from the liquidus temperature to the solidus temperature at the point P1 at a position W / 4 from the surface toward the material center is the cooling rate RC in the casting step S1. (° C./min).
  • the cooling rate RC is 0.1 to 20 ° C./min, MnS having an appropriate aspect ratio and size is formed, and an appropriate specific inclusion density SN0 is obtained. Furthermore, the formation of Pb—MnS inclusion is promoted, and an appropriate ratio RI is obtained.
  • the hot working step S2 is appropriate, lead free cutting steel containing free cutting inclusions satisfying the above conditions 1 to 4 can be produced.
  • the preferable upper limit of the cooling rate RC is less than 20 ° C./min, more preferably 15 ° C./min, and more preferably less than 15 ° C./min. In this case, MnS having an appropriate aspect ratio and size is easily formed. On the other hand, if the cooling rate RC is too slow, the number of MnS inclusions decreases or the Pb inclusions tend to be distributed unevenly, resulting in poor quality stability. Therefore, the preferable lower limit of the cooling rate RC is 0.1 ° C./min, and more preferably 5 ° C./min.
  • the secondary dendrite arm interval ⁇ 2 depends on the cooling rate. Therefore, the cooling rate RC can be obtained by measuring the secondary dendrite arm interval ⁇ 2.
  • Hot processing step S2 In the hot working step S2, normally, a plurality of hot workings (S21 to S2k, k is a natural number of 2 or more) are performed.
  • the material is heated before each hot working. For example, in FIG. 5, two hot workings S21 and S22 are performed.
  • the hot working S21 first, the material is heated (HP1). Thereafter, hot working is performed on the material (WP1).
  • Hot working is, for example, split rolling.
  • the material after hot working is cooled by a known cooling method such as air cooling.
  • the hot working S22 similarly to the hot working S21, the material manufactured by the first hot working is first heated again (HP2). Thereafter, the second hot working is performed to manufacture a steel material (WP2).
  • the material is rolled by a continuous rolling mill to produce a bar steel or a wire rod.
  • a plurality of hot workings S21 to S2k are performed.
  • Effective free cutting inclusions (including effective large free cutting inclusions) crystallize and grow mainly during casting. These free-cutting inclusions are soft inclusions. Therefore, the shape of the free-cutting inclusion is easily changed by hot working. In hot working, lead free cutting steel is generally stretched uniaxially. Therefore, free-cutting inclusions are also easily stretched uniaxially (such as in the rolling direction).
  • processing start temperature the surface temperature of the material at the start of hot processing in each of the hot processing S21 to S2k
  • processing start temperature the surface temperature of the material at the start of hot processing in each of the hot processing S21 to S2k
  • processing start temperature is 1080 degreeC or more
  • the hot ductility of a matrix will increase. Therefore, it is difficult for processing (rolling down) to penetrate into free-cutting inclusions. That is, the matrix is deformed before the free-cutting inclusion is deformed. Therefore, the free-cutting inclusions are not easily deformed during hot working, and the free-cutting inclusions of the produced lead free-cutting steel satisfy the conditions 2 and 3.
  • the free cutting inclusions in the steel after the production satisfy the conditions 2 and 3 if the working start temperature in each hot working is set to 1080 ° C. or higher.
  • the working start temperature in each of the workings WP1 and WP2 is set to 1080 ° C. or higher.
  • WP1 is split rolling and WP2 is product rolling by a continuous rolling mill
  • the processing start temperature (rolling start temperature) in the partial rolling is set to 1080 ° C. or more
  • the processing start temperature in continuous rolling (rolling) The starting temperature is also set to 1080 ° C. or higher.
  • the processing start temperature can be measured by, for example, a radiation thermometer arranged on the entry side of the processing apparatus (bundling mill and continuous rolling mill).
  • Lead free cutting steel was manufactured with various chemical compositions and manufacturing conditions, and machinability was evaluated.
  • Cast slabs or ingots (hereinafter collectively referred to as materials) were produced by using a molten steel by continuous casting or ingot casting.
  • Both the continuous casting method and the ingot-making method have a cross section of 200 ⁇ 200 mm, and the cooling rate RC (° C./min) when casting the steel of each test number obtained by controlling the cooling method is shown in Table 1. It was as shown in.
  • the cooling rate RC of each test number was obtained by calculation based on the above equation (4) by measuring the secondary dendrite arm interval.
  • a round bar material having an outer diameter of 50 mm was manufactured by subjecting the material of each test number to hot working twice. In each hot working, any one of a block rolling, a drawing rolling and a hot forging was performed. In each hot working, working start temperatures T1 and T2 (° C.) were measured. Table 1 shows the processing start temperature for each test number. In the “T1” column in Table 1, the processing start temperature in the first hot processing is described. In the “T2” column, the processing start temperature in the second hot processing is described.
  • test number each time hot working was performed, the surface of the material after hot working was observed to check for cracks. When cracking occurred, the test of that test number was stopped.
  • [Free-cutting inclusion observation test] A test piece for observing the structure was taken from the round bar of each test number. Of the surface of the test piece, a cross section that is parallel to the longitudinal direction of the round bar (that is, the rolling direction or the stretching direction) and includes the center line of the round bar is defined as a specular surface. Based on the above-described method, the length ML ( ⁇ m) of the free-cutting inclusions of each test number, the average length AL ( ⁇ m) of the effective large free-cutting inclusions, the ratio RI (%), and the specific inclusion density SN0 ( Piece / mm 2 ).
  • Drill drilling test The machinability of the steel of each test number was evaluated by a drill drilling test.
  • a 15 mm deep hole was continuously formed a plurality of times at an arbitrary cutting speed using a drill on the round bar material of each test number. Then, the maximum cutting speed VL1000 (m / min) that was capable of being cut until the cumulative hole depth reached 1000 mm (that is, 67 or more holes with a depth of 15 mm could be drilled) was obtained.
  • a drill with a diameter of 5 mm made by NACHI (trademark) was used.
  • the projecting amount of the drill was 60 mm
  • the feed was 0.33 mm / rev
  • a commercially available water-soluble cutting oil was used for drilling.
  • the drilling direction was a direction (transverse direction) perpendicular to the longitudinal direction of the round bar. Drilling was repeatedly performed until the drill was melted or broken to obtain a cutting speed VL1000. The larger the cutting speed VL1000, the higher the number of holes that can be drilled. Therefore, it was determined that the tool life was excellent and the machinability was high.
  • plunge cutting test The surface roughness after cutting the steel of each test number was evaluated by the plunge cutting test shown in FIGS. 7A and 7B.
  • the plunge cutting test the surface of the round bar 30 was cut using the parting tool 20 while rotating the round bar 30 around the axis, and grooves G1 to G10 were sequentially formed as shown in FIG. 7B.
  • the parting tool 20 was advanced in the radial direction of the round bar 30 to form the groove G1.
  • the parting tool 20 was moved backward in the radial direction of the round bar 30 and then moved a predetermined distance in the axial direction of the round bar.
  • the parting tool 20 was advanced again in the radial direction to form the groove G2. Thereafter, the grooves G3 to G10 were sequentially formed in the same manner. After forming the groove G10, the parting tool 20 was moved again to the position of the groove G1, and the groove processing was repeated again for the grooves G1 to G10. After performing 200 groove processing (20 grooves for each of the grooves G1 to G10), the surface roughness of the bottom surface of the groove G10 was evaluated.
  • the material of the parting tool 20 corresponds to JIS standard SHK57, and the rake angle was 20 ° and the clearance angle was 6 °.
  • the cutting speed of the parting tool 20 during grooving was 80 m / min, and the feed was 0.05 mm / rev.
  • a commercially available water-insoluble cutting oil was used for cutting.
  • the surface roughness was measured by the following method.
  • the maximum height Rmax ( ⁇ m) was measured according to JIS B0601 (1972) using a stylus type surface roughness meter on the bottom surface of the groove G10 after the 200-groove processing. It was evaluated that the smaller the maximum height Rmax, the better the machinability.
  • Test results The test results are shown in Table 1. “Yes” in the “work crack” column in Table 1 means that a crack was confirmed after hot working. “None” means that no cracks were observed.
  • ML the length ML ( ⁇ m) of the free-cutting inclusion of each test number is described.
  • AL the average length AL ( ⁇ m) of effective large free-cutting inclusions of each test number is described.
  • RI the ratio RI (%) of each test number is described.
  • SN0 the specific inclusion density (pieces / mm 2 ) is described.
  • VL1000 the cutting speed (m / min) of each test number obtained in the drill drilling test is described.
  • Rmax the maximum height Rmax ( ⁇ m) of the surface of each test number obtained in the plunge cutting test is described.
  • the chemical composition was appropriate, and the cooling rate RC in the casting process and the processing start temperatures T1 and T2 in each hot working process were also appropriate. Therefore, the maximum length ML of free-cutting inclusions in the steel was 200 ⁇ m or less, and the average length AL was 50 ⁇ m or less. Furthermore, the ratio RI was 5% or more, and the specific inclusion density SN0 was 500 pieces / mm 2 or more. Therefore, the cutting speeds of Test Nos. 1 to 14 were all high and were 130 m / min or higher. Furthermore, the maximum height Rmax was small and was 14.5 ⁇ m or less.
  • test number 16 Although the chemical composition was appropriate, the first and second processing start temperatures T1 and T2 were both lower than 1080 ° C. Therefore, the maximum length ML of the free-cutting inclusions in the round bar and the average length AL of the effective large free-cutting inclusions were too long. Therefore, the maximum height Rmax was large and the machinability was low.
  • test number 17 the oxygen content was too low. Therefore, the specific inclusion density SN0 was small. As a result, the maximum height Rmax was large and the machinability was low.
  • Test No. 18 was too low in oxygen content. Therefore, the specific inclusion density SN0 was small. As a result, the cutting speed VL1000 was too small and the maximum height Rmax was too large.
  • test number 19 the N content was too low. Therefore, the maximum height Rmax was too large and the machinability was low. It is considered that the ductility of the matrix became too high because the N content was too low.
  • test numbers 20 to 22 although the chemical composition was appropriate, one of the first and second processing start temperatures T1 and T2 was less than 1080 ° C. Therefore, at least one of the length ML of free-cutting inclusions in steel and the average length AL of effective large-sized free-cutting inclusions was too large. As a result, the maximum height Rmax was large and the machinability was low.
  • Test No. 23 had too low N content. Therefore, the maximum height Rmax was too large and the machinability was low.
  • test number 24 As in test numbers 17 and 18, the oxygen content was too low. Therefore, the specific inclusion density SN0 was small. As a result, the cutting speed VL1000 was small, the maximum height Rmax was large, and the machinability was low.
  • test number 25 the Pb content was too low. Therefore, the length ML of free-cutting inclusions and the average length AL of effective large-sized free-cutting inclusions were too large. This is probably because the Pb content was low and the lubricity at the interface between the inclusion and the base material was low. Furthermore, the ratio RI of Pb—MnS inclusions was too low. Therefore, the cutting speed VL1000 was small, the maximum height Rmax was large, and the machinability was low.
  • test number 26 the chemical composition was appropriate, but the cooling rate RC was too fast. Therefore, the ratio RI was too low. As a result, the cutting speed VL1000 was small and the maximum height Rmax was large.
  • test number 27 the chemical composition was appropriate, but the cooling rate RC was too slow. Therefore, the specific inclusion density SN0 was too small. As a result, the maximum height Rmax was large.

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)
  • Treatment Of Steel In Its Molten State (AREA)

Abstract

　被削性に優れた鉛快削鋼を提供する。本実施形態による鉛快削鋼（１）は、質量％で、Ｃ：０．００５～０．２％、Ｍｎ：０．３～２．０％、Ｐ：０．００５～０．２％、Ｓ：０．０１～０．７％、Ｐｂ：０．０３～０．５％、Ｎ：０．００４～０．０２％、及び、Ｏ：０．００３～０．０３％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなる。鋼中の快削介在物（８）のうち、５μｍ以上の円相当径を有する快削介在物（８）の総数に対する５μｍ以上の円相当径を有するＰｂ－ＭｎＳ介在物の個数の比率は５％以上である。快削介在物（８）の長さは２００μｍ以下である。鋼中の５μｍ以上の円相当径を有する快削介在物（８）の平均長さは５０μｍ以下である。快削介在物（８）のうち、２μｍ以上の円相当径を有し、１０以下のアスペクト比を有するものは５００個／ｍｍ２以上である。

Description

鉛快削鋼
　本発明は、快削鋼に関し、さらに詳しくは、鉛を含有する鉛快削鋼に関する。
　自動車や電化製品等の一般的な機械製品は複数の部品を含む。これらの部品の多くは、切削加工により製造される。したがって、部品の素材となる鋼には、「削られやすさ」、つまり、優れた被削性が要求される。
　快削鋼は被削性に優れる。代表的な快削鋼はたとえば、ＪＩＳ規格に規定されたＳＵＭ２３、ＳＵＭ２４Ｌ等である。Ｐｂは鋼の被削性を高めるため、快削鋼の多くはＰｂを含有する。以下、Ｐｂを含有する快削鋼を鉛快削鋼と称する。
　近年、環境への配慮から、Ｐｂ含有量を抑えた快削鋼や、Ｐｂを含有しないＰｂフリー快削鋼が提案されている。しかしながら、被削性は鉛快削鋼の方が優れる。したがって、現在でも鉛快削鋼の需要は高い。最近では、部品の形状及び表面粗さ等の表面品質に対してさらに高い精度が要求されている。そのため、鉛快削鋼においてもさらなる被削性の向上が求められている。
　従来から、Ｐｂを含有すれば、被削性が高まることは知られている。しかしながら、鋼中でのＰｂの存在形態についての報告事例はほとんどない。また、上述の低炭素鉛快削鋼ＳＵＭ２４ＬはＰｂ、Ｓ及びＰを含有する。しかしながら、ＳＵＭ２４Ｌでも被削性が十分ではない場合があり、所望の表面粗さが得られない場合がある。ＳＵＭ２４Ｌに相当する化学組成に、被削性を高めるＳやＰをさらに含有すれば、被削性が高まるものの、製造工程中に割れやすくなる。
　特開２００４－１７６１７５号公報（特許文献１）は、快削鋼の被削性の改善を提案する。具体的には、特許文献１では、鋼中のＭｎＳ介在物の形態を制御して、鋼の被削性を高めている。
特開２００４－１７６１７５号公報
　しかしながら、鉛快削鋼の場合、ＭｎＳ介在物の形態を単に制御しただけでは、十分な被削性が得られない場合がある。
　本発明の目的は、被削性に優れた鉛快削鋼を提供することである。
　本実施形態による鉛快削鋼は、質量％で、Ｃ：０．００５～０．２％、Ｍｎ：０．３～２．０％、Ｐ：０．００５～０．２％、Ｓ：０．０１～０．７％、Ｐｂ：０．０３～０．５％、Ｎ：０．００４～０．０２％、及び、Ｏ：０．００３～０．０３％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなる。鋼中のＭｎＳ介在物、Ｐｂ介在物、及び、ＰｂとＭｎＳとを含有するＰｂ－ＭｎＳ介在物のうち、５μｍ以上の円相当径を有するＭｎＳ介在物、Ｐｂ介在物及びＰｂ－ＭｎＳ介在物の総数に対する５μｍ以上の円相当径を有するＰｂ－ＭｎＳ介在物の個数の比率は５％以上である。ＭｎＳ介在物、Ｐｂ介在物及びＰｂ－ＭｎＳ介在物の長さは２００μｍ以下である。鋼中の５μｍ以上の円相当径を有するＭｎＳ介在物、Ｐｂ介在物及びＰｂ－ＭｎＳ介在物の平均長さは５０μｍ以下である。ＭｎＳ介在物、Ｐｂ介在物及びＰｂ－ＭｎＳ介在物のうち、２μｍ以上の円相当径を有し、１０以下のアスペクト比を有するものが５００個／ｍｍ２以上である。
　上記鉛快削鋼は、Ｆｅの一部に代えて、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：０．５％以下、及び、Ｓｎ：０．５％以下からなる群から選択される１種又は２種以上を含有してもよい。また、上記鉛快削鋼は、Ｆｅの一部に代えて、Ｔｅ：０．２％以下、及び、Ｂｉ：０．５％以下からなる群から選択される１種以上を含有してもよい。さらに上記鉛快削鋼はＦｅの一部に代えて、Ｃｒ：０．５％以下、及び、Ｍｏ：０．５％以下からなる群から選択される１種以上を含有してもよい。
　本実施形態による鉛快削鋼は、優れた被削性を有する。
図１Ａは、切削時において、構成刃先が大きい場合の切削面近傍の断面図である。 図１Ｂは、切削時において、構成刃先が小さい場合の切削面近傍の断面図である。 図２は、鋼中のＰｂ介在物及びＰｂ－ＭｎＳ介在物の写真である。 図３は、有効大型快削介在物の長さが大きい場合の切削時における構成刃先の形状を説明するための模式図である。 図４は、有効大型快削介在物の長さが小さい場合の切削時における構成刃先の形状を説明するための模式図である。 図５は、本実施形態の鉛快削鋼の製造工程中の素材の温度履歴の一例を示すフロー図である。 図６は、鋳造工程における冷却速度を説明するための模式図である。 図７Ａは、プランジ切削試験を説明するための模式図である。 図７Ｂは、プランジ切削試験を説明するための他の模式図である。
　以下、図面を参照し、本発明の実施の形態を詳しく説明する。図中同一又は相当部分には同一符号を付してその説明は繰り返さない。以下、元素の含有量の「％」は、質量％を意味する。
　本発明者らは、鉛快削鋼中のＰｂ及びＭｎＳ介在物の形態と被削性との関係に注目し、調査及び検討を行った。その結果、本発明者らは次の知見を得た。
　（Ａ）鋼の被削性が高ければ、切削加工された鋼材の表面粗さは良好になり、切削工具の寿命も伸びる。被削性は、切削中に切削工具の刃先に付着する「構成刃先」の影響を受ける。
　構成刃先とは、切削されている鋼材の一部であって、切削加工中の切削工具の刃先に付着するものを意味する。切削中において、構成刃先は工具からの脱落と付着とを繰り返しながら、実質的な刃先として機能する。したがって、構成刃先は、被削性に影響する。
　（Ｂ）図１Ａ及び図１Ｂは、切削加工の途中で切削工具を取り外した後の、切削面近傍の断面図である。図中の白色の破線は、切削工具３の刃先位置を意味する。図１Ａでは、大きな構成刃先２が形成されており、構成刃先２が切削工具３から離れて鋼材１に付着している。一方、図１Ｂでは、構成刃先が図１Ａよりも十分に小さかったため、切削工具３とともに鋼材１から脱離している。
　以上のとおり、構成刃先が大きく成長すれば、構成刃先が鋼材に付着しやすくなる。鋼材に付着した構成刃先は、切削工具と再び接触する。このとき切削工具が損傷する場合がある。さらに、鋼材に付着した構成刃先により、鋼材の切削表面の表面粗さが粗くなる場合がある。さらに、構成刃先が切削工具から脱離する場合、構成刃先の一部が切削工具に残存する場合がある。この場合、残存した構成刃先の一部が核となり、再び構成刃先が成長してしまう。そのため、切削工具が損傷したり、鋼材表面が粗くなる。
　一方、図１Ｂのように構成刃先が小さい場合、構成刃先は鋼材及び切削工具から容易に脱離しやすい。この場合、構成刃先が切削工具の寿命に影響しにくく、鋼材の表面粗さも良好に（小さく）なりやすい。
　以上のとおり、構成刃先は小さい方が好ましく、切削時に構成刃先が成長しにくい方が好ましい。構成刃先が小さい場合、構成刃先の脱落に伴うクラック生成が促進される。さらに、構成刃先は微細なまま頻繁に脱落するため、表面粗さが良好になり、工具寿命も伸びる。すなわち、被削性が高まる。
　（Ｃ）切削時のクラック進展及び構成刃先の形状には、ＭｎＳ介在物、Ｐｂ介在物、Ｐｂ－ＭｎＳ介在物の形状が影響する。本明細書において、ＭｎＳ介在物は、Ｍｎ、Ｓ及び不純物からなる介在物を意味する。Ｐｂ介在物とは、図２の符号４に示すとおり、Ｐｂ及び不純物からなる介在物を意味する。Ｐｂ－ＭｎＳ介在物は、たとえば図２の符号７に示すとおり、ＭｎＳ５と、ＭｎＳ５の表面に付着するＰｂ６とを含有する介在物を意味する。これら３つの介在物を総称して、本明細書では、「快削介在物」と称する。
　快削介在物は、切削時において、工具刃先近傍の応力集中効果に基づくクラック発生及び進展を促進する。快削介在物はさらに、切削工具と被削材との接触面において、潤滑作用を奏する。
　（Ｄ）有効大型快削介在物の形状は、構成刃先の形状に影響する。快削介在物のうち、５μｍ以上の円相当径を有する快削介在物を有効大型快削介在物と定義する。具体的には、各快削介在物において、鉛快削鋼材の延伸方向の長さＭＬ（Ｍａｘｉｍｕｍ　Ｌｅｎｇｔｈ）が大きすぎたり、有効大型快削介在物における鉛快削鋼材の延伸方向の平均長さＡＬ（Ａｖｅｒａｇｅ　Ｌｅｎｇｔｈ）が大きすぎたりすれば、構成刃先が成長して大きくなりやすく、切削性が低下する。
　図３は、快削介在物の長さが大きい場合の切削時における構成刃先の形状を説明するための模式図である。図４は、快削介在物の長さが小さい場合の切削時における構成刃先の形状を説明するための模式図である。図３及び図４を参照して、切削工具１０が鋼材１を切削する場合、切削工具１０の刃先近傍鋼部分で切削工具の進行方向にクラックが生じる。さらに、切削工具の進行方向Ｘと垂直な方向Ｙ（圧延方向）のクラックは、鋼部分と快削介在物８との界面で形成される。したがって、図３に示すように、快削介在物８の長さが大きい場合、形成される構成刃先２も大きくなる。一方、図４に示すとおり、快削介在物８の長さが小さい場合、形成される構成刃先２も小さくなる。したがって、快削介在物８の長さは小さい方が好ましい。
　具体的には、快削介在物の長さＭＬが２００μｍ以下であり、有効大型快削介在物の平均長さＡＬが５０μｍ以下である場合、構成刃先は微細になり、被削性が高まる。
　（Ｅ）上述のとおり、鋼中の快削介在物はクラックの生成及び進展を促進する。したがって、図４に示すように、アスペクト比が小さい快削介在物が多数鋼中に存在すれば、微細な構成刃先が均一に多数形成される。そのため、表面粗さが良好になり、工具寿命も伸びる。
　２μｍ以上の円相当径を有する快削介在物を有効快削介在物と定義する。有効快削介在物のうち、１０以下のアスペクト比を有するものの個数（以下、特定介在物密度ＳＮ０という）が５００個／ｍｍ２以上存在すれば、微細な構成刃先が均一に多数生成され、被削性が高まる。なお、円相当径が５μｍ以上である有効大型快削介在物も、有効快削介在物に含まれる。
　（Ｆ）有効大型快削介在物において、Ｐｂ－ＭｎＳ介在物の割合が多い方が、クラックが進展しやすく、被削性が高まる。ＭｎＳの表面にＰｂが付着している方が、ＭｎＳを起点にクラックが発生した場合、クラックが進展しやすいためと推定される。したがって、有効大型快削介在物の総数に対するＰｂ－ＭｎＳ介在物の個数が多い方が被削性が高まる。具体的には、鋼中の有効大型快削介在物の総数に対する有効大型Ｐｂ－ＭｎＳ介在物の個数の比率ＲＩが５％以上であれば、クラックが発生及び進展しやすく、高い被削性が得られる。ここでいう有効大型Ｐｂ－ＭｎＳ介在物とは、５μｍ以上の円相当径を有するＰｂ－ＭｎＳ介在物を意味する。
　以上の知見に基づいて、本発明者らは、本実施形態による鉛快削鋼を完成した。以下、本実施形態による鉛快削鋼について詳述する。
　［化学組成］
　本実施の形態による鉛快削鋼は、以下の化学組成を有する。
　Ｃ：０．００５～０．２％
　炭素（Ｃ）は、鋼の強度を高める。Ｃはさらに、鋼中の酸素量及び被削性に影響を与える。Ｃ含有量が低すぎれば、鋼中に酸素が多量に残存し、ピンホールが発生する。さらに、硬質酸化物が生成され、被削性が低下する。一方、Ｃ含有量が高すぎれば、鋼の強度が高くなり過ぎ、被削性が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．００５～０．２％である。Ｃ含有量の好ましい下限は０．００５％よりも高く、さらに好ましくは０．０５％であり、さらに好ましくは０．０７％である。Ｃ含有量の好ましい上限は０．２％未満であり、さらに好ましくは０．１２％であり、さらに好ましくは０．０９％である。
　Ｍｎ：０．３～２．０％
　マンガン（Ｍｎ）は、溶鋼中において軟質な酸化物を形成し、硬質酸化物の生成を抑制する。そのため、鋼の被削性が高まる。Ｍｎはさらに、Ｓと結合してＭｎＳを形成し、固溶Ｓ量を低減する。固溶Ｓ量が低減すれば、高温脆化割れが抑制される。Ｍｎ含有量が低すぎれば、上記効果が得られにくい。Ｍｎ含有量が低すぎればさらに、ＳがＭｎＳを形成する代わりにＦｅＳを形成し、鋼が脆化する。一方、Ｍｎ含有量が高すぎれば、鋼の硬度が高くなりすぎ、被削性及び冷間加工性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は０．３～２．０％である。Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．３％よりも高く、さらに好ましくは０．５％であり、さらに好ましくは０．８％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は２．０％未満であり、さらに好ましくは１．８％であり、さらに好ましくは１．６％である。
　Ｐ：０．００５～０．２％
　燐（Ｐ）は鋼を脆化し、鋼の被削性を高める。Ｐ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ｐ含有量が高すぎれば、被削性向上の効果が飽和する。Ｐ含有量が高すぎればさらに、鋼を安定的に製造することが困難になる。したがって、Ｐ含有量は０．００５～０．２％である。Ｐ含有量の好ましい下限は０．００５％よりも高く、さらに好ましくは０．０３％であり、さらに好ましくは０．０５％である。Ｐ含有量の好ましい上限は０．２％未満であり、さらに好ましくは０．１５％であり、さらに好ましくは０．１％である。
　Ｓ：０．０１～０．７％
　硫黄（Ｓ）は、Ｍｎと結合してＭｎＳ介在物を形成する。ＭｎＳ介在物は鋼の被削性を高める。さらに、Ｐｂは、凝固過程で晶出したＭｎＳの周辺に凝集されるため、ＭｎＳは、Ｐｂを鋼中に均一に分散する。Ｓ含有量が低すぎれば、上記効果が得られない。一方、Ｓ含有量が高すぎれば、粗大なＭｎＳを主成分とする硫化物が生成され、熱間変形特性が低下する。したがって、Ｓ含有量は０．０１～０．７％である。被削性と圧延等の製造性とのバランスを考慮した場合、Ｓ含有量の好ましい下限は０．０１％よりも高く、さらに好ましくは０．０５％であり、さらに好ましくは０．１５％である。Ｓ含有量の好ましい上限は０．７％未満であり、さらに好ましくは０．５％であり、さらに好ましくは０．４％である。製造時における鋼の品質安定性を維持しつつ、被削性以外の機械的特性よりも被削性を優先する場合、好ましいＳ含有量は０．２８％以上である。
　Ｐｂ：０．０３～０．５％
　鉛（Ｐｂ）はマトリクスのＦｅにほぼ固溶せず、軟質のＰｂ介在物を形成する。Ｐｂはさらに、ＭｎＳ周辺に隣接し、Ｐｂ－ＭｎＳ介在物を形成する。ＭｎＳに隣接したＰｂは、Ｐｂ－ＭｎＳ介在物と母材との界面の潤滑性を高め、熱間圧延時のＰｂ－ＭｎＳ介在物の延伸を抑える。また、Ｐｂはクラックの進展を助長する。そのため、鋼中にＰｂ介在物とＭｎＳ介在物とが形成され、さらに、Ｐｂ－ＭｎＳ介在物が形成されれば、被削性が高まる。Ｐｂ含有量が低すぎれば、上記効果が得られない。一方、Ｐｂ含有量が高すぎれば、鉛快削鋼を安定して製造するのが困難になる。したがって、Ｐｂ含有量は０．０３～０．５％である。Ｐｂ含有量の好ましい下限は０．０３％よりも高く、さらに好ましくは０．１％であり、さらに好ましくは０．１５％である。Ｐｂ含有量の好ましい上限は０．５％未満であり、さらに好ましくは０．４％であり、さらに好ましくは０．３５％である。
　Ｎ：０．００４～０．０２％
　窒素（Ｎ）は被削性及び切削後の表面粗さに影響を与える。具体的には、Ｎ含有量が低すぎれば、切削時の鋼中の転位が動きやすい。そのため、マトリクスの延性が高くなり過ぎる。この場合、切削むしれが生じやすくなり、良好な表面粗さが得られない。一方、Ｎ含有量が高すぎれば、転位が動きにくくなる。この場合、鋼が脆化し、伸線や冷間鍛造等の切削以外の冷間加工時に鋼が割れやすくなる。したがって、Ｎ含有量は０．００４～０．０２％である。Ｎ含有量の好ましい下限は０．００４％よりも高く、さらに好ましくは０．００６％であり、さらに好ましくは０．００８％である。Ｎ含有量の好ましい上限は０．０２％未満であり、さらに好ましくは０．０１８％であり、さらに好ましくは０．０１５％である。
　Ｏ：０．００３～０．０３％
　酸素（Ｏ）は、ＭｎＳの形状に影響を与える。Ｏ含有量が低すぎる場合、ＭｎＳ中の酸素量も低減する。そのため、ＭｎＳの延伸性が高まる。圧延等により鋼を加工した場合、所定の方向（たとえば圧延方向）にＭｎＳが延伸しやすくなり、鋼に異方性が生じやすくなる。この場合、切削時に構成刃先が大型化したり、切削された鋼部分の不規則な脱落が生じる。そのため、鋼の表面が粗くなったり、工具が劣化したりする。本実施形態では特に、ＭｎＳの形状はＰｂの分散に影響する。そのため、アスペクト比の高い（つまり、延伸した）ＭｎＳは好ましくない。Ｏ含有量が低すぎる場合はさらに、特定介在物密度ＳＮ０が小さくなる。一方、Ｏ含有量が高すぎる場合、鋼中で過剰な硬質酸化物が形成され、鋼の被削性が低下する。したがって、Ｏ含有量は０．００３～０．０３％である。Ｏ含有量の好ましい下限は０．００３％よりも高く、さらに好ましくは０．００５％であり、さらに好ましくは０．００８％であり、さらに好ましくは０．０１２％である。Ｏ含有量の好ましい上限は０．０３％未満であり、さらに好ましくは０．０２５％であり、さらに好ましくは０．０２２％である。耐火物の溶損等を考慮した場合、Ｏ含有量のさらに好ましい上限は０．０１８％である。
　本実施の形態による鉛快削鋼の残部は鉄（Ｆｅ）及び不純物からなる。ここでいう不純物は、鋼の原料として利用される鉱石やスクラップ、又は製造過程の環境等から混入される元素をいう。
　［鋼中の快削介在物について］
　本実施形態による快削鋼では、鋼中の快削介在物（ＭｎＳ介在物、Ｐｂ介在物、Ｐｂ－Ｍｎ介在物）が次の条件１～条件４を満たす。
　［条件１］
　鋼中の快削介在物のうち、５μｍ以上の円相当径を有するＭｎＳ介在物、５μｍ以上の円相当径を有するＰｂ介在物、及び、５μｍ以上の円相当径を有するＰｂ－ＭｎＳ介在物の総数に対する５μｍ以上の円相当径を有するＰｂ－ＭｎＳ介在物の個数の比率ＲＩが５％以上である。ここで、円相当径とは、快削介在物の面積を、同じ面積を有する円に換算した場合の円の直径を意味する。
　［条件２］
　鋼中の快削介在物の長さＭＬが２００μｍ以下である。
　［条件３］
　鋼中の快削介在物のうち、５μｍ以上の円相当径を有するＭｎＳ介在物、５μｍ以上の円相当径を有するＰｂ介在物、及び、５μｍ以上の円相当径を有するＰｂ－ＭｎＳ介在物の平均長さＡＬが５０μｍ以下である。
　［条件４］
　鋼中の快削介在物のうち、２μｍ以上の円相当径を有し、１０以下のアスペクト比を有する快削介在物の個数（特定介在物密度ＳＮ０という）が５００個／ｍｍ２以上である。
　以下、各条件について詳述する。
　［条件１について］
　上述のとおり、Ｐｂ－ＭｎＳ介在物では、ＭｎＳの表面に付着したＰｂが、ＭｎＳを起点として発生したクラックの進展を促進する。そのため、有効大型快削介在物の総数に対する有効大型Ｐｂ－ＭｎＳ介在物の個数の比率ＲＩが高ければ、被削性が高まる。具体的には、比率ＲＩが５％以上であれば、クラックが進展しやすく、高い被削性が得られる。
　比率ＲＩは次の方法で得られる。鉛快削鋼材（たとえば、棒鋼、線材等）の延伸方向（たとえば圧延方向）と平行であり、鉛快削鋼材の中心線を含む断面（以下、主面という）を研磨する。主面のうち、鉛快削鋼材の表面から半径方向に向かって半径の１／２深さの位置（いわゆるＲ／２位置）部を１０視野観察する。各視野の面積は４ｍｍ２（２ｍｍ×２ｍｍ）とする。したがって、観察された視野の総面積は４０ｍｍ２である。
　各視野を１６×１２領域に分割する。そして各領域に存在する介在物を特定する。そして、特定された介在物の化学組成を分析し、特定された介在物の快削介在物の種類（Ｐｂ介在物、ＭｎＳ介在物、Ｐｂ－ＭｎＳ介在物）を決定する。
　介在物の特定及び快削介在物の種類の決定には、エネルギ分散型Ｘ線分光器（ＥＤＸ）を備えた電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いる。特定された介在物のうち、円相当径が１μｍ未満のものは、画像のノイズと判断して対象から外す。
　ＳＥＭ及びＥＤＸにより得られた画像（介在物組成解析画像）を用いて、各快削介在物の円相当径を求める。以上の方法により、５μｍ以上の円相当径を有する快削介在物（つまり、有効大型快削介在物）が特定され、５μｍ以上の円相当径を有するＰｂ－ＭｎＳ介在物（有効大型Ｐｂ－ＭｎＳ介在物）が特定される。快削介在物の円相当径の上限は特に限定されないが、たとえば、２００μｍである。
　１０視野で特定された有効大型快削介在物の総数ＴＮ０と、１０視野で特定された有効大型Ｐｂ－ＭｎＳ介在物の総数ＴＮ１とをそれぞれ求める。そして次の式（１）に基づいて比率ＲＩ（％）を求める。
　ＲＩ＝ＴＮ１／ＴＮ０×１００　（１）
　快削介在物の特定、円相当径の算出、有効大型快削介在物の特定、総数ＴＮ０及びＴＮ１の特定等は、上述の介在物組成解析画像を用いて、周知の粒子解析ソフトウェアにより解析できる。
　好ましい比率ＲＩは１０％以上であり、さらに好ましくは１５％以上である。この場合、被削性がさらに高まる。
　［条件２及び条件３について］
　鋼中の快削介在物の長さＭＬは２００μｍ以下である（条件２）。さらに、快削介在物のうち、有効大型快削介在物（つまり、５μｍ以上の円相当径を有するＭｎＳ介在物、５μｍ以上の円相当径を有するＰｂ介在物、及び、５μｍ以上の円相当径を有するＰｂ－ＭｎＳ介在物）の平均長さＡＬは５０μｍ以下である（条件３）。この場合、構成刃先が微細化しやすく、切削時に鋼中にクラックが発生及び進展しやすい。そのため、優れた表面粗さ及び工具寿命が得られ、高い被削性が得られる。
　快削介在物の長さＭＬ及び有効大型快削介在物の平均長さＡＬは次の方法で測定される。鉛快削鋼材（たとえば、棒鋼、線材等）の主面を研磨する。主面のうち、Ｒ／２位置部を鏡面研磨し、観察する。観察総面積を２０００ｍｍ２とする。観察総面積は２０視野の総面積であり、各視野面積は１０ｍｍ×１０ｍｍとする。光学顕微鏡を用いて４００倍の倍率で各視野の快削介在物を特定する。特定された快削介在物のうち、円相当径が２μｍ以上の快削介在物（有効快削介在物）の各々において、鋼材の延伸方向の長さＬＬと、延伸方向と垂直な長さＬＳとを測定する。特定された各快削介在物の長さＬＬのうち、最大のものを快削介在物の長さＭＬ（μｍ）と定義する。
　さらに、上記の方法で特定された各快削介在物のうち有効大型快削介在物（円相当径が５μｍ以上の快削介在物）の長さＬＬ（μｍ）の平均値を平均長さＡＬ（μｍ）と定義する。長さＭＬ及び有効大型快削介在物の平均長さＡＬは、上述の粒子解析ソフトウェアを用いて解析できる。
　快削介在物の長さＭＬが２００μｍを超える、又は、有効大型快削介在物の平均長さＡＬが５０μｍを超える場合、快削介在物が過剰に大きい、又は、快削介在物のアスペクト比ＡＲが過剰に大きく、快削介在物が延伸している。アスペクト比ＡＲは、次の式（２）で定義される。
　アスペクト比ＡＲ＝快削介在物の長さＬＬ／快削介在物の長さＬＳ　（２）
　快削介在物が過剰に大きかったり、過剰に延伸していたりする場合、図３に示すとおり、大型の構成刃先２が形成される。構成刃先２が大型になれば、生成される構成刃先２の分布が不均一になりやすく、その結果、表面粗さが低下し、工具寿命も短くなる。
　長さＭＬが２００μｍ以下であり、かつ、有効大型快削介在物の平均長さＡＬが５０μｍ以下である場合、快削介在物のアスペクト比ＡＲが小さく、快削介在物は球状に近い。この場合、図４に示すとおり、構成刃先２が微細になり、切削工具の刃先において、複数の微細な構成刃先２が均一に分布しやすい。そのため、均一な切削が可能であり、良好な表面粗さが得られ、工具寿命も長くなる。
　［条件４について］
　本実施形態の快削鋼では、鋼中の快削介在物のうち、２μｍ以上の円相当径を有し１０以下のアスペクト比を有する快削介在物の個数（以下、特定介在物密度ＳＮ０という）が５００個／ｍｍ２以上である。
　ここで、特定介在物密度ＳＮ０は次の方法で求められる。条件１に規定の方法で各視野（合計１０視野）での快削介在物を特定する。特定された各快削介在物について条件１と同じ方法で円相当径を求める。また、各快削介在物のうち、円相当径が２μｍ以上の快削介在物について式（２）に基づいてアスペクト比ＡＲを求める。以上の方法により、１０視野において、２μｍ以上の円相当径を有し１０以下のアスペクト比を有する快削介在物の総数ＳＮ１を求める。
　総数ＳＮ１、及び１０視野の総面積（ｍｍ２）を用いて、次の式（３）により特定介在物密度ＳＮ０（個／ｍｍ２）を求める。
　特定介在物密度ＳＮ０＝総数ＳＮ１／１０視野の総面積　（３）
　円相当径、アスペクト比、総数ＳＮ１等は、上記粒子解析ソフトウェアを用いて解析できる。
　有効快削介在物（２μｍ以上の円相当径を有する快削介在物）は構成刃先の微細化に寄与する。特定介在物密度ＳＮ０が少なすぎれば、鋼中での有効快削介在物の分布が十分でない。そのため、構成刃先が微細化しない場合が生じ、過剰に成長した構成刃先が発生しやすい。この場合、被削性が低下する。
　特定介在物密度ＳＮ０が５００個／ｍｍ２以上である場合、有効快削介在物が鋼中に均一に分散している。そのため、構成刃先が微細化しやすく、構成刃先のばらつきを抑えることができる。その結果、良好な表面粗さが得られる。
　［選択元素について］
　本実施の形態による鉛快削鋼はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｃｕ、Ｎｉ及びＳｎからなる群から選択される１種又は２種以上を含有してもよい。これらの選択元素は耐食性を高める。
　Ｃｕ：０．５％以下
　銅（Ｃｕ）は選択元素である。Ｃｕは鋼の耐食性を高める。Ｃｕはさらに、鋼の被削性を高める。一方、Ｃｕ含有量が高すぎれば、鋼の熱間延性が低下する。したがって、Ｃｕ含有量は０．５％以下である。Ｃｕ含有量が０．０５％以上であれば、上記効果が顕著に得られる。Ｃｕ含有量のさらに好ましい下限は、０．０７％であり、さらに好ましくは０．１５％である。Ｃｕ含有量の好ましい上限は０．５％未満であり、さらに好ましくは０．４％であり、さらに好ましくは０．３％である。
　Ｎｉ：０．５％以下
　ニッケル（Ｎｉ）は選択元素である。Ｎｉは鋼の耐食性を高める。Ｎｉはさらに、鋼の延性を高める。鉛快削鋼がＣｕを含有する場合は、Ｎｉは鉛快削鋼の脆化を抑制し、鋼の製造安定性を高める。一方、Ｎｉ含有量が高すぎれば、延性が高くなりすぎ、被削性が低下する。したがって、Ｎｉ含有量は０．５％以下である。Ｎｉ含有量が０．０５％以上であれば、上記効果が顕著に得られる。Ｎｉ含有量のさらに好ましい下限は、０．１％である。Ｎｉ含有量の好ましい上限は０．５％未満であり、さらに好ましくは０．４％であり、さらに好ましくは０．３％である。
　Ｓｎ：０．５％以下
　錫（Ｓｎ）は選択元素である。Ｓｎは鋼の耐食性を高める。Ｓｎはさらに、鋼の被削性を高める。一方、Ｓｎ含有量が高すぎれば、鋼の熱間延性が低下する。したがって、Ｓｎ含有量は０．５％以下である。Ｓｎ含有量が０．０５％以上であれば、上記効果が顕著に得られる。Ｓｎ含有量のさらに好ましい下限は０．１％であり、さらに好ましくは０．２％である。Ｓｎ含有量の好ましい上限は０．５％未満であり、さらに好ましくは０．４％であり、さらに好ましくは０．３％である。
　本実施形態による鉛快削鋼はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｔｅ及びＢｉからなる群から選択される１種以上を含有してもよい。これらの元素は選択元素であり、鋼の被削性を高める。
　Ｔｅ：０．２％以下
　テルル（Ｔｅ）は選択元素である。Ｔｅは鋼の被削性を高める。Ｔｅは特に、快削介在物の形状制御に有効であり、具体的には、ＭｎＳ介在物、Ｐｂ－ＭｎＳ介在物のアスペクト比を小さくする。一方、Ｔｅ含有量が高すぎれば、鋼の熱間延性が低下する。したがって、Ｔｅ含有量は０．２％以下である。Ｔｅ含有量が０．０００３％以上であれば、上記効果が顕著に得られる。Ｔｅ含有量のさらに好ましい下限は０．０００８％であり、さらに好ましくは０．０１％である。Ｔｅ含有量の好ましい上限は０．２％未満であり、さらに好ましくは０．１％であり、さらに好ましくは０．０５％である。
　Ｂｉ：０．５％以下
　ビスマス（Ｂｉ）は選択元素である。Ｂｉは鋼の被削性を高める。一方、Ｂｉ含有量が高すぎれば、鋼の熱間延性が低下する。したがって、Ｂｉ含有量は０．５％以下である。Ｂｉ含有量が０．００５％以上であれば、上記効果が顕著に得られる。Ｂｉ含有量のさらに好ましい下限は０．００８％であり、さらに好ましくは０．０１％である。Ｂｉ含有量の好ましい上限は０．５％未満であり、さらに好ましくは０．１％であり、さらに好ましくは０．０５％である。
　本実施の形態による鉛快削鋼はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｃｒ及びＭｏからなる群から選択される１種以上を含有してもよい。これらの選択元素は圧延後の鋼の硬さを高める。
　Ｃｒ、Ｍｏは焼き入れ性を高める。そのため、本実施形態の鉛快削鋼のような低炭素鋼においても、圧延後の素材の強度を調整するために有効な場合がある。本実施形態の鉛快削鋼は、伸線されて加工硬化した材料を削る場合が多い。一般に鋼は硬い方が表面粗さに優れるものの、工具摩耗が促進される。そのため、鋼の硬さは寸法精度に影響する。精密部品においては伸線による加工硬化後の鋼の硬さを１５０～２５０ＨＶ程度に制御することが好ましく、さらに加工する形状や切削量によって最適な硬さに調整することが好ましい。
　伸線による加工硬化後の鋼の硬さは圧延後の鋼の硬さ、加工硬化特性及び加工量で決定づけられる。加工量(たとえば伸線減面率)が小さい場合、加工後の鋼の硬さは大きくなりにくい。そのため、あらかじめ圧延後の鋼の硬さを高めておくことが有効である。そのためにはＣｒ及び／又はＭｏのような焼き入れ性を向上する元素が有効である。
　Ｃｒ：０．５％以下
　クロム（Ｃｒ）は選択元素である。Ｃｒは圧延後の鋼の硬さを高める。Ｃｒ含有量が高すぎれば、鋼が硬くなりすぎたり、快削鋼としての被削性が得られにくくなる。したがって、Ｃｒ含有量は０．５％以下である。Ｃｒ含有量が０．０５％以上であれば、上記効果が顕著に得られる。Ｃｒ含有量の好ましい下限は０．０８％であり、さらに好ましくは０．１％である。Ｃｒ含有量の好ましい上限は０．５％未満であり、さらに好ましくは０．３％であり、さらに好ましくは０．２％である。
　Ｍｏ：０．５％以下
　モリブデン（Ｍｏ）は選択元素である。Ｍｏは圧延後の鋼の硬さを高める。Ｍｏ含有量が高すぎれば、鋼が硬くなりすぎたり、快削鋼としての被削性が得られにくくなる。したがって、Ｍｏ含有量は０．５％以下である。Ｍｏ含有量が０．０２％以上であれば、上記効果が顕著に得られる。Ｍｏ含有量の好ましい下限は０．０３％である。Ｍｏ含有量の好ましい上限は０．２％未満であり、さらに好ましくは０．１％である。
　［製造方法］
　上述の条件１～４を満たす快削介在物を含む鉛快削鋼は、たとえば、次の製造方法により製造される。
　図５は、本実施形態の鉛快削鋼の製造工程中の鋼材の温度履歴を模式的に示す図である。図５を参照して、製造方法の一例では、初めに、上述の化学組成を満たす溶鋼を連続鋳造法により鋳片にする。又は、溶鋼を造塊法によりインゴットにする（鋳造工程Ｓ１）。そして、鋳片又はインゴットを複数回熱間加工して鉛快削鋼材を製造する（熱間加工工程Ｓ２）。以下、それぞれの工程について詳述する。
　［鋳造工程Ｓ１］
　鋳造工程Ｓ１では、溶鋼を鋳造して鋳片又はインゴットを製造する。以下、鋳片及びインゴットを総称して素材という。ここでいう素材の横断面積はたとえば、３５０ｍｍ×５６０ｍｍ、２２０ｍｍ×２２０ｍｍ、２００ｍｍ×２００ｍｍ及び１５０ｍｍ×１５０ｍｍのいずれかである。その素材の断面積及び凝固過程での冷却条件により、溶鋼の冷却速度ＲＣが制御される。ＭｎＳ介在物は、鋳造工程Ｓ１における素材の凝固末期に晶出する。鋳造工程Ｓ１において、溶鋼の冷却速度ＲＣが速いほど、Ｍｎの固溶量が増大する。そのため、鋼中に晶出するＭｎＳは成長せずＭｎＳの形状が小さくなる。この場合、ＭｎＳ中の酸素量が多くなるため、アスペクト比の小さなＭｎＳが形成される。しかしながら、冷却速度ＲＣが速すぎれば、Ｓ固溶量が過剰に多くなり、鋼の熱間延性が低下する。そのため、連続鋳造により鋳片を製造する場合、ブレークアウトが発生しやすくなる。冷却速度が速すぎればさらに、有効大型快削介在物のうち、Ｐｂ－ＭｎＳ介在物が少なくなり、比率ＲＩが低くなり過ぎる。一方、冷却速度ＲＣが遅すぎれば、鋼中に晶出したＭｎＳが粗大になり、個数も少なくなる。その結果、特定介在物密度ＳＮ０が５００個／ｍｍ２未満となり、鋼の被削性が低下する。またＰｂの分布も不均一になりやすく、品質安定性にも劣る。
　図６は、鋳造された素材の横断面図である。厚さＷ（ｍｍ）の素材のうち、表面から素材中心に向かってＷ／４の位置の地点Ｐ１において、液相線温度から固相線温度までの冷却速度を、鋳造工程Ｓ１における冷却速度ＲＣ（℃／ｍｉｎ）と定義する。冷却速度ＲＣが０．１～２０℃／ｍｉｎである場合、適切なアスペクト比及びサイズのＭｎＳが形成され、適切な特定介在物密度ＳＮ０が得られる。さらに、Ｐｂ－ＭｎＳ介在物の生成が促進され、適切な比率ＲＩが得られる。さらに、熱間加工工程Ｓ２が適切であれば、上記条件１～４を満たす快削介在物を含有する鉛快削鋼を製造できる。
　冷却速度ＲＣの好ましい上限は２０℃／ｍｉｎ未満であり、さらに好ましくは１５℃／ｍｉｎであり、より好ましくは１５℃／ｍｉｎ未満である。この場合、適切なアスペクト比及びサイズのＭｎＳが形成されやすい。一方、冷却速度ＲＣが遅すぎれば、ＭｎＳ介在物の個数が少なくなったり、Ｐｂ介在物が不均一に分布しやすくなり、品質安定性が低下する。したがって、冷却速度ＲＣの好ましい下限は０．１℃／ｍｉｎであり、さらに好ましくは５℃／ｍｉｎである。
　冷却速度ＲＣは次の方法で求めることができる。凝固後の素材を横断方向に切断する。素材の横断面のうち、地点Ｐ１での凝固組織の厚み方向の２次デンドライトアーム間隔λ２（μｍ）を測定する。測定値λ２を用いて、次の式（４）に基づいて冷却速度ＲＣ（℃／ｍｉｎ）を求める。
　ＲＣ＝（λ２／７７０）－（１／０．４１）　（４）
　２次デンドライトアーム間隔λ２は冷却速度に依存する。したがって、２次デンドライトアーム間隔λ２を測定することにより冷却速度ＲＣを求めることができる。
　［熱間加工工程Ｓ２］
　熱間加工工程Ｓ２では通常、複数回の熱間加工（Ｓ２１～Ｓ２ｋ、ｋは２以上の自然数）が実施される。各熱間加工を実施する前に、素材を加熱する。たとえば、図５では、２回の熱間加工Ｓ２１及びＳ２２を実施する。熱間加工Ｓ２１では初めに、素材を加熱する（ＨＰ１）。その後、素材に対して熱間加工を実施する（ＷＰ１）。熱間加工はたとえば、分塊圧延である。熱間加工後の素材は空冷等の周知の冷却法により冷却される。熱間加工Ｓ２２でも、熱間加工Ｓ２１と同様に、初めに、１回目の熱間加工により製造された素材を再び加熱する（ＨＰ２）。その後、２回目の熱間加工を実施して、鋼材を製造する（ＷＰ２）。たとえば、連続圧延機により素材を圧延して棒鋼や線材を製造する。以上のとおり、熱間加工工程Ｓ２では、複数回の熱間加工（Ｓ２１～Ｓ２ｋ）が実施される。
　有効快削介在物（有効大型快削介在物も含む）は主として鋳造時に晶出し、成長する。これらの快削介在物は軟質の介在物である。したがって、熱間加工により、快削介在物の形状は変化しやすい。熱間加工では一般的に、鉛快削鋼を一軸に延伸する。そのため、快削介在物も一軸（圧延方向等）に延伸しやすい。
　各熱間加工Ｓ２１～Ｓ２ｋにおける熱間加工開始時の素材の表面温度（以下、加工開始温度という）が低すぎれば、圧延装置や熱間鍛造装置等による加工（圧下等）が快削介在物まで浸透しやすいため、快削介在物が延伸しやすい。圧延開始温度が１０８０℃以上であれば、マトリクスの熱間延性が高まる。そのため、加工（圧下）が快削介在物まで浸透しにくい。つまり、快削介在物が変形する前に、マトリクスが変形する。そのため、快削介在物は熱間加工において変形しにくく、製造された鉛快削鋼の快削介在物は、条件２及び３を満たす。
　熱間加工Ｓ２１～Ｓ２ｋを複数回実施する場合、各熱間加工における加工開始温度を１０８０℃以上にすれば、製造後の鋼中の快削介在物は条件２及び３を満たす。たとえば、上述の例のように、２回の熱間加工Ｓ２１及びＳ２２を実施する場合、各加工ＷＰ１、ＷＰ２における加工開始温度を１０８０℃以上にする。ＷＰ１が分塊圧延であり、ＷＰ２が連続圧延機による製品圧延である場合、分塊圧延での加工開始温度（圧延開始温度）を１０８０℃以上とし、かつ、連続圧延での加工開始温度（圧延開始温度）も１０８０℃以上にする。
　加工開始温度は、たとえば、加工装置（分塊圧延機及び連続圧延機）の入側に配置された放射温度計により測定可能である。
　種々の化学組成及び製造条件で鉛快削鋼を製造し、被削性を評価した。
　［試験方法］
　表１に示す化学組成を有する試験番号１～２７の溶鋼を製造した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　溶鋼を用いて連続鋳造法又は造塊法により、鋳片又はインゴット（以下、総称して素材と称する）を製造した。連続鋳造法、造塊法のいずれもその断面は２００×２００ｍｍであり、その冷却方法を制御して得られた各試験番号の鋼を鋳造するときの冷却速度ＲＣ（℃／ｍｉｎ）は表１に示すとおりであった。各試験番号の冷却速度ＲＣは、２次デンドライトアーム間隔を測定して、上述の式（４）に基づき計算によって求めた。
　各試験番号の素材に対して、２回の熱間加工を実施して５０ｍｍの外径を有する丸棒材を製造した。各熱間加工では、分塊圧延、延伸圧延及び熱間鍛造のいずれかを実施した。各熱間加工において、加工開始温度Ｔ１及びＴ２（℃）を測定した。表１に、各試験番号での加工開始温度を表１に示す。表１中の「Ｔ１」欄には、１回目の熱間加工での加工開始温度が記載されている。「Ｔ２」欄には、２回目の熱間加工での加工開始温度が記載されている。
　各試験番号において、各熱間加工を実施するごとに、熱間加工後の素材の表面を観察し、割れの有無を確認した。割れが発生している場合、その試験番号の試験を中止した。
　［快削介在物観察試験］
　各試験番号の丸棒材から、組織観察用の試験片を採取した。試験片の表面のうち、丸棒材の長手方向（つまり、圧延方向又は延伸方向）と平行であり、かつ、丸棒材の中心線を含む断面を検鏡面と定義した。上述の方法に基づいて、各試験番号の快削介在物の長さＭＬ（μｍ）、有効大型快削介在物の平均長さＡＬ（μｍ）、比率ＲＩ（％）及び特定介在物密度ＳＮ０（個／ｍｍ２）を求めた。
　［ドリル穿孔試験］
　各試験番号の鋼の被削性を、ドリル穿孔試験で評価した。ドリル穿孔試験では、各試験番号の丸棒材に対して、ドリルを用いて任意の切削速度で１５ｍｍ深さの穴を複数回形成し続けた。そして、累計の穴深さが１０００ｍｍとなるまで切削可能（つまり、１５ｍｍ深さの穴が６７個以上穿孔可能）であった最高の切削速度ＶＬ１０００（ｍ／ｍｉｎ）を求めた。
　具体的には、ＮＡＣＨＩ（商標）製の直径５ｍｍのドリルを用いた。ドリルの突出し量を６０ｍｍ、送りを０．３３ｍｍ／ｒｅｖとし、穿孔時には市販の水溶性切削油を用いた。穿孔方向は、丸棒材の長手方向と垂直な方向（横断方向）とした。ドリルが溶損又は折損するまで繰り返し穴開け加工を実施し、切削速度ＶＬ１０００を求めた。切削速度ＶＬ１０００が大きいほど、高速で多くの穴を穿孔可能なことを意味するため、工具寿命に優れ、被削性が高いと判断した。
　［プランジ切削試験］
　各試験番号の鋼の切削後の表面粗さを、図７Ａ及び図７Ｂに示すプランジ切削試験で評価した。プランジ切削試験では、突切工具２０を用いて、丸棒材３０を軸周りに回転させながら丸棒材３０の表面を切削して、図７Ｂに示すとおり、溝Ｇ１～Ｇ１０を順次形成した。具体的には、突切工具２０を丸棒材３０の半径方向に前進して溝Ｇ１を形成した。その後、図７Ｂ中の矢印のとおり、突切工具２０を丸棒材３０の半径方向に後進し、その後丸棒材の軸方向に所定距離移動した。そして、突切工具２０を再び半径方向に前進して、溝Ｇ２を形成した。その後、同様に溝Ｇ３～溝Ｇ１０を順次形成した。溝Ｇ１０を形成後、突切工具２０を再び溝Ｇ１の位置まで移動し、溝Ｇ１～溝Ｇ１０に対して再び溝加工を繰り返した。２００溝加工（各溝Ｇ１～Ｇ１０ごとに２０溝加工）を実施した後、溝Ｇ１０の底面の表面粗さを評価した。
　突切工具２０の素材はＪＩＳ規格のＳＨＫ５７に相当し、すくい角は２０°、逃げ角は６°であった。溝加工時の突切工具２０の切削速度は８０ｍ／ｍｉｎであり、送りは０．０５ｍｍ／ｒｅｖであった。切削時には市販の不水溶性切削油を使用した。
　表面粗さは、次の方法で測定した。２００溝加工後の溝Ｇ１０の底面において、触針式表面粗さ計を用いて、ＪＩＳ　Ｂ０６０１（１９７２）に準拠して最大高さＲｍａｘ（μｍ）を測定した。最大高さＲｍａｘが小さいほど、切削性に優れると評価した。
　［試験結果］
　試験結果を表１に示す。表１中の「加工割れ」欄の「有」は、熱間加工後に割れが確認されたことを意味する。「無」は、割れが確認されなかったことを意味する。「ＭＬ」欄には、各試験番号の快削介在物の長さＭＬ（μｍ）が記載されている。「ＡＬ」欄には各試験番号の有効大型快削介在物の平均長さＡＬ（μｍ）が記載されている。「ＲＩ」欄には、各試験番号の比率ＲＩ（％）が記載されている。「ＳＮ０」欄には、特定介在物密度（個／ｍｍ２）が記載されている。「ＶＬ１０００」欄には、ドリル穿孔試験で得られた各試験番号の切削速度（ｍ／ｍｉｎ）が記載されている。「Ｒｍａｘ」欄には、プランジ切削試験で得られた各試験番号の表面の最大高さＲｍａｘ（μｍ）が記載されている。
　表１を参照して、試験番号１～１４では、化学組成が適切であり、鋳造工程における冷却速度ＲＣ、各熱間加工工程における加工開始温度Ｔ１及びＴ２も適切であった。そのため、鋼中の快削介在物の最大長さＭＬは２００μｍ以下であり、平均長さＡＬは５０μｍ以下であった。さらに、比率ＲＩは５％以上であり、特定介在物密度ＳＮ０も５００個／ｍｍ２以上であった。そのため、試験番号１～１４の切削速度はいずれも高く、１３０ｍ／ｍｉｎ以上であった。さらに、最大高さＲｍａｘもいずれも小さく、１４．５μｍ以下であった。
　一方、試験番号１５では、化学組成が適切だったものの、鋳造工程での冷却速度ＲＣが速すぎた。そのため、１回目の熱間加工後の素材に割れが確認された。
　試験番号１６では、化学組成が適切だったものの、第１回目及び第２回目の加工開始温度Ｔ１及びＴ２がいずれも１０８０℃未満であった。そのため、丸棒材中の快削介在物の最大長さＭＬ及び有効大型快削介在物の平均長さＡＬが長すぎた。そのため、最大高さＲｍａｘが大きく、被削性が低かった。
　試験番号１７では、酸素含有量が低すぎた。そのため、特定介在物密度ＳＮ０が少なかった。その結果、最大高さＲｍａｘが大きく、被削性が低かった。
　試験番号１８も、酸素含有量が低すぎた。そのため、特定介在物密度ＳＮ０が少なかった。その結果、切削速度ＶＬ１０００が小さすぎ、最大高さＲｍａｘが大きすぎた。
　試験番号１９では、Ｎ含有量が低すぎた。そのため、最大高さＲｍａｘが大きすぎ、被削性が低かった。Ｎ含有量が低すぎたため、マトリクスの延性が高くなり過ぎたと考えられる。
　試験番号２０～２２では、化学組成が適正だったものの、第１回目及び第２回目の加工開始温度Ｔ１及びＴ２のいずれかが１０８０℃未満であった。そのため、鋼中の快削介在物の長さＭＬ及び有効大型快削介在物の平均長さＡＬの少なくとも一方が大きすぎた。その結果、最大高さＲｍａｘがいずれも大きく、被削性が低かった。
　試験番号２３はＮ含有量が低すぎた。そのため、最大高さＲｍａｘが大きすぎ、被削性が低かった。
　試験番号２４では試験番号１７及び１８と同様に、酸素含有量が低すぎた。そのため、特定介在物密度ＳＮ０が少なかった。その結果、切削速度ＶＬ１０００が小さく、最大高さＲｍａｘが大きく、被削性が低かった。
　試験番号２５では、Ｐｂ含有量は低すぎた。そのため、快削介在物の長さＭＬ、有効大型快削介在物の平均長さＡＬが大きすぎた。Ｐｂ含有量が低く、介在物と母材との界面の潤滑性が低かったためと考えられる。さらに、Ｐｂ－ＭｎＳ介在物の比率ＲＩも低すぎた。そのため、切削速度ＶＬ１０００が小さく、最大高さＲｍａｘが大きく、被削性が低かった。
　試験番号２６では、化学組成は適切であったものの、冷却速度ＲＣが速すぎた。そのため、比率ＲＩが低すぎた。その結果、切削速度ＶＬ１０００が小さく、最大高さＲｍａｘが大きかった。
　試験番号２７では、化学組成は適切であったものの、冷却速度ＲＣが遅すぎた。そのため、特定介在物密度ＳＮ０が少なすぎた。その結果、最大高さＲｍａｘが大きかった。
　以上、本発明の実施の形態を説明したが、上述した実施の形態は本発明を実施するための例示に過ぎない。よって、本発明は上述した実施の形態に限定されることなく、その趣旨を逸脱しない範囲内で上述した実施の形態を適宜変形して実施することが可能である。

Claims (4)

  1. 　質量％で、
    　Ｃ：０．００５～０．２％、
    　Ｍｎ：０．３～２．０％、
    　Ｐ：０．００５～０．２％、
    　Ｓ：０．０１～０．７％、
    　Ｐｂ：０．０３～０．５％、
    　Ｎ：０．００４～０．０２％、及び、
    　Ｏ：０．００３～０．０３％、
    　を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、
    　鋼中のＭｎＳ介在物、Ｐｂ介在物、及び、ＰｂとＭｎＳとを含有するＰｂ－ＭｎＳ介在物のうち、５μｍ以上の円相当径を有する前記ＭｎＳ介在物、前記Ｐｂ介在物及び前記Ｐｂ－ＭｎＳ介在物の総数に対する５μｍ以上の円相当径を有する前記Ｐｂ－ＭｎＳ介在物の個数の比率は５％以上であり、
    　前記ＭｎＳ介在物、前記Ｐｂ介在物及び前記Ｐｂ－ＭｎＳ介在物の長さは２００μｍ以下であり、
    　前記５μｍ以上の円相当径を有する前記ＭｎＳ介在物、前記Ｐｂ介在物及び前記Ｐｂ－ＭｎＳ介在物の平均長さは５０μｍ以下であり、
    　前記ＭｎＳ介在物、前記Ｐｂ介在物、前記Ｐｂ－ＭｎＳ介在物のうち、２μｍ以上の円相当径を有し、１０以下のアスペクト比を有するものが５００個／ｍｍ２以上である、鉛快削鋼。
  2. 　請求項１に記載の鉛快削鋼であって、
    　前記Ｆｅの一部に代えて、
    　Ｃｕ：０．５％以下、
    　Ｎｉ：０．５％以下、及び、
    　Ｓｎ：０．５％以下、
    　からなる群から選択される１種又は２種以上を含有する、鉛快削鋼。
  3. 　請求項１又は請求項２に記載の鉛快削鋼であって、
    　前記Ｆｅの一部に代えて、
    　Ｔｅ：０．２％以下、及び、
    　Ｂｉ：０．５％以下、
    　からなる群から選択される１種以上を含有する、鉛快削鋼。
  4. 　請求項１～請求項３のいずれか１項に記載の鉛快削鋼であって、
    　前記Ｆｅの一部に代えて、
    　Ｃｒ：０．５％以下、及び、
    　Ｍｏ：０．５％以下、
    　からなる群から選択される１種以上を含有する、鉛快削鋼。
PCT/JP2014/000486 2013-02-18 2014-01-30 鉛快削鋼 WO2014125779A1 (ja)

Priority Applications (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN201480009262.2A CN105026592B (zh) 2013-02-18 2014-01-30 含铅易切削钢
JP2015500131A JP5954484B2 (ja) 2013-02-18 2014-01-30 鉛快削鋼
KR1020157018485A KR101685864B1 (ko) 2013-02-18 2014-01-30 납 쾌삭강

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2013029256 2013-02-18
JP2013-029256 2013-02-18

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2014125779A1 true WO2014125779A1 (ja) 2014-08-21

Family

ID=51353795

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2014/000486 WO2014125779A1 (ja) 2013-02-18 2014-01-30 鉛快削鋼

Country Status (5)

Country Link
JP (1) JP5954484B2 (ja)
KR (1) KR101685864B1 (ja)
CN (1) CN105026592B (ja)
TW (1) TWI510640B (ja)
WO (1) WO2014125779A1 (ja)

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2016144859A (ja) * 2015-01-29 2016-08-12 株式会社不二越 楕円振動切削加工方法
WO2021132371A1 (ja) * 2019-12-23 2021-07-01 Ｊｆｅスチール株式会社 快削鋼およびその製造方法

Families Citing this family (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
TWI663266B (zh) 2017-02-28 2019-06-21 日商杰富意鋼鐵股份有限公司 切削加工用線材

Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US4203763A (en) * 1977-12-21 1980-05-20 Scandinavian Lancers Aktiebolag Method of manufacturing a lead alloy steel and a steel made according to the method
JPS5585658A (en) * 1978-12-25 1980-06-27 Daido Steel Co Ltd Free cutting steel
JPS6223970A (ja) * 1985-07-24 1987-01-31 Nippon Steel Corp 連続鋳造による低炭素硫黄−鉛快削鋼
EP1054074A2 (en) * 1999-05-21 2000-11-22 POHANG IRON & STEEL CO., LTD. A free machining steel bearing bismuth and sulfur with superior high temperature ductility, and manufacturing method therefor
JP2005307241A (ja) * 2004-04-19 2005-11-04 Daido Steel Co Ltd 高硫黄快削鋼
WO2008066194A1 (fr) * 2006-11-28 2008-06-05 Nippon Steel Corporation Acier de décolletage avec une excellente aptitude à la fabrication
JP2009120955A (ja) * 2008-12-19 2009-06-04 Nippon Steel Corp 被削性に優れる鋼およびその製造方法

Family Cites Families (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US4806304A (en) * 1983-05-09 1989-02-21 Daido Tokushuko Kabushiki Kaisha Free cutting steel
JP4264329B2 (ja) 2002-11-15 2009-05-13 新日本製鐵株式会社 被削性に優れる鋼
JP4264247B2 (ja) * 2002-11-15 2009-05-13 新日本製鐵株式会社 被削性に優れる鋼およびその製造方法
JP4348163B2 (ja) 2002-11-15 2009-10-21 新日本製鐵株式会社 被削性に優れる鋼及びその製造方法

Patent Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US4203763A (en) * 1977-12-21 1980-05-20 Scandinavian Lancers Aktiebolag Method of manufacturing a lead alloy steel and a steel made according to the method
JPS5585658A (en) * 1978-12-25 1980-06-27 Daido Steel Co Ltd Free cutting steel
JPS6223970A (ja) * 1985-07-24 1987-01-31 Nippon Steel Corp 連続鋳造による低炭素硫黄−鉛快削鋼
EP1054074A2 (en) * 1999-05-21 2000-11-22 POHANG IRON & STEEL CO., LTD. A free machining steel bearing bismuth and sulfur with superior high temperature ductility, and manufacturing method therefor
JP2005307241A (ja) * 2004-04-19 2005-11-04 Daido Steel Co Ltd 高硫黄快削鋼
WO2008066194A1 (fr) * 2006-11-28 2008-06-05 Nippon Steel Corporation Acier de décolletage avec une excellente aptitude à la fabrication
JP2009120955A (ja) * 2008-12-19 2009-06-04 Nippon Steel Corp 被削性に優れる鋼およびその製造方法

Cited By (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2016144859A (ja) * 2015-01-29 2016-08-12 株式会社不二越 楕円振動切削加工方法
WO2021132371A1 (ja) * 2019-12-23 2021-07-01 Ｊｆｅスチール株式会社 快削鋼およびその製造方法
JP6927444B1 (ja) * 2019-12-23 2021-09-01 Ｊｆｅスチール株式会社 快削鋼およびその製造方法
CN114829650A (zh) * 2019-12-23 2022-07-29 杰富意钢铁株式会社 易切削钢及其制造方法
CN114829650B (zh) * 2019-12-23 2023-06-02 杰富意钢铁株式会社 易切削钢及其制造方法

Also Published As

Publication number Publication date
TWI510640B (zh) 2015-12-01
KR101685864B1 (ko) 2016-12-12
JP5954484B2 (ja) 2016-07-20
TW201435095A (zh) 2014-09-16
KR20150093816A (ko) 2015-08-18
JPWO2014125779A1 (ja) 2017-02-02
CN105026592A (zh) 2015-11-04
CN105026592B (zh) 2016-10-19

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP6504330B2 (ja) 切削加工用線材
JP7417091B2 (ja) 鋼材
JP5954483B2 (ja) 鉛快削鋼
JP5576785B2 (ja) 冷間鍛造性に優れた鋼材、及びその製造方法
JP2007063589A (ja) 棒鋼・線材
PL194646B1 (pl) Stal automatowa do stosowania w konstrukcjach maszyn
JP2010070812A (ja) 冷間鍛造性に優れるオーステナイト系ステンレス快削鋼線材とその製造方法
JP5954484B2 (ja) 鉛快削鋼
JP4876638B2 (ja) 低炭素硫黄快削鋼材
JP5092578B2 (ja) 低炭素硫黄快削鋼
JP6055400B2 (ja) 鋼材およびその製造方法
JP4348163B2 (ja) 被削性に優れる鋼及びその製造方法
JP2005187935A (ja) 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
JP6465206B2 (ja) 熱間圧延棒線材、部品および熱間圧延棒線材の製造方法
JP2009120955A (ja) 被削性に優れる鋼およびその製造方法
JP5583986B2 (ja) 鍛造性に優れるオーステナイト系ステンレス快削鋼棒線
JP4507865B2 (ja) 低炭素快削鋼
JP7024921B1 (ja) 快削鋼およびその製造方法
JP7024922B1 (ja) 快削鋼およびその製造方法
KR20190042656A (ko) 냉간 단조용 강 및 그 제조 방법
JP2024031698A (ja) 鋼材
JP2018035411A (ja) 冷間鍛造用鋼およびその製造方法
JP2001254142A (ja) 高炭素ビスマス硫黄複合快削鋼およびその線材並びにその鋼線

Legal Events

Date Code Title Description
WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 201480009262.2

Country of ref document: CN

121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application

Ref document number: 14752005

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2015500131

Country of ref document: JP

Kind code of ref document: A

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 20157018485

Country of ref document: KR

Kind code of ref document: A

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

122 Ep: pct application non-entry in european phase

Ref document number: 14752005

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1