WO2016199843A1 - 快削鋼 - Google Patents

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WO2016199843A1
WO2016199843A1 PCT/JP2016/067188 JP2016067188W WO2016199843A1 WO 2016199843 A1 WO2016199843 A1 WO 2016199843A1 JP 2016067188 W JP2016067188 W JP 2016067188W WO 2016199843 A1 WO2016199843 A1 WO 2016199843A1
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WO
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content
inclusions
mns
steel
cutting
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PCT/JP2016/067188
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Inventor
橋村　雅之
宏二 渡里
孝典 岩橋
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新日鐵住金株式会社
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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
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    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
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    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
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    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
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    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
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    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
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    • 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 free-cutting steel manufactured into parts by cutting.
  • Free cutting steel is used for parts used as small hydraulic parts, OA equipment shafts, hinge shafts, etc. These parts are usually subjected to cutting in order to improve shape accuracy and surface properties, and then surface finishing treatment such as polishing or plating treatment is performed as necessary.
  • Free cutting steel is used for parts for such applications (hereinafter referred to as cutting parts) in order to ensure surface quality.
  • free-cutting steels free-cutting steels based on low carbon steel are defined in, for example, Japan Industrial Standards Committee, Standard Number: JIS G4804 (2008) (Non-patent Document 1).
  • free cutting steels containing a large amount of Pb represented by SUM24L
  • Free-cutting steel containing a large amount of Pb such as SUM24L
  • SUM24L is said to be excellent in ease of cutting of steel, that is, machinability.
  • cutting surface properties (surface roughness) among machinability are often determined by a combination of steel and a tool, and steel materials containing a large amount of Pb are considered to have excellent surface roughness.
  • Pb has a high possibility of being designated as an environmentally hazardous substance because it affects the environment.
  • Pb is designated as an environmentally hazardous substance, its use is restricted. In this case, there is a possibility that free-cutting steel containing a large amount of Pb cannot be used.
  • Patent Document 1 A free-cutting steel that replaces a free-cutting steel containing a large amount of Pb has been proposed in JP-A-2004-27297 (Patent Document 1).
  • the free-cutting steel disclosed in Patent Document 1 suppresses the Pb content, contains a large amount of S instead of Pb, and controls the shape of inclusions such as MnS. Thereby, the machinability superior to the conventional lead free-cutting steel is ensured.
  • the surface properties of the cutting surface such as surface roughness are important, and if it can be finished only by cutting, it is preferable in terms of both performance and manufacturing cost. Even if it is necessary to carry out a polishing process following the cutting process, if the surface roughness of the cutting surface is large or wrinkles remain, it is difficult to finish the polishing process. Therefore, it is required to keep the surface roughness of the cutting surface small.
  • the chips discharged with the cutting are divided into small pieces and discharged.
  • the chips are entangled with the cutting part, and wrinkles are likely to occur on the surface of the cutting part.
  • the chips are entangled with the cutting part, it is further necessary to temporarily stop the production line in order to remove the entangled chips. In this case, unmanned manufacturing becomes difficult, and personnel assignment for monitoring is required.
  • the chip disposability affects both the quality of the cut part and the manufacturing cost.
  • the outermost surface of the parts is plated for the purpose of suppressing rust generation during use and improving wear resistance.
  • the surface of the component may be subjected to a treatment for increasing the affinity with the resin.
  • the part after cutting may wait for a long time in the bucket or the like until the next process after cutting. For example, when cutting in Japan and the next process is processed in another factory in another country, a period of several days to several months may elapse after cutting until the next process is performed. In this case, suppression of the occurrence of cutting parts is required.
  • An object of the present invention is to provide a free-cutting steel excellent in machinability (surface roughness, tool life, chip disposal) and cracking characteristics.
  • the free-cutting steel according to the present embodiment is, in mass%, C: 0.005 to 0.150%, Si: less than 0.010%, Mn: 1.02 to 2.00%, P: 0.010 to 0.200%, S: 0.350 to 0.600%, Pb: 0.010 to 0.100%, N: 0.004 to 0.015%, O: 0.0080 to 0.0250%, Al : 0 to 0.003%, one or more selected from the group consisting of Ca, Mg and Zr: 0 to 0.0005% in total, and B: 0 to 0.0200%, the balance being Fe And a chemical composition satisfying the formula (1).
  • the content (mass%) of the corresponding element is substituted for the element symbol in the formula (1).
  • the free-cutting steel according to the present invention is excellent in machinability (surface roughness, tool life, chip disposal) and cracking characteristics.
  • FIG. 1A is a schematic diagram showing an S distribution in an observation surface obtained by EPMA analysis.
  • FIG. 1B is a schematic diagram showing a Pb distribution in the same observation surface as that of FIG. 1A obtained by EPMA analysis.
  • FIG. 1C is a schematic diagram of an image obtained by combining FIGS. 1A and 1B.
  • FIG. 2 is a schematic diagram for explaining a criterion for determining whether or not adjacent inclusions are regarded as one inclusion.
  • FIG. 3 is a cross-sectional view of the cast material.
  • FIG. 4 is a schematic diagram of a cutting test machine for explaining a cutting test.
  • FIG. 5A is a perspective view of chips.
  • FIG. 5B is a plan photograph of chips.
  • the present inventors investigated and examined the machinability and cracking characteristics of free-cutting steel, and obtained the following knowledge.
  • Mn and Pb in steel form MnS inclusions, Pb inclusions, and composite inclusions containing MnS inclusions and Pb.
  • MnS inclusions contain Mn and S, and the balance means inclusions composed of impurities.
  • the Pb inclusion means an inclusion composed of Pb and impurities.
  • the composite inclusions contain MnS and Pb, and the balance means inclusions made of impurities.
  • MnS and Pb may be adjacent to each other to form composite inclusions, or Pb may be dissolved in MnS to form composite inclusions.
  • specific inclusions the generic name of MnS inclusions, Pb inclusions, and composite inclusions is referred to as “specific inclusions”.
  • MnS inclusions are conventionally known as inclusions that enhance machinability.
  • the melting point of the Pb inclusion is lower than the melting point of the MnS inclusion. Therefore, the Pb inclusion exhibits a lubricating action during cutting, and as a result, machinability is increased.
  • the composite inclusions have higher machinability than the MnS inclusions and the Pb inclusions alone.
  • a crack occurs around the composite inclusion, liquefied Pb enters the opened crack. Thereby, progress of a crack is accelerated
  • these specific inclusions are the starting point of the trap.
  • the occurrence of wrinkles does not depend on the size of specific inclusions, but depends on the number of specific inclusions.
  • MnS inclusions may crystallize in molten steel or may precipitate after solidification.
  • the size of MnS inclusions due to crystallization is larger than that of MnS inclusions due to precipitation. Therefore, when MnS inclusions are generated by precipitation, the number of MnS inclusions is significantly greater than when MnS inclusions are generated by crystallization. Therefore, in order to reduce the starting point of wrinkles while obtaining machinability, it is preferable to generate MnS inclusions by crystallization as much as possible.
  • Mn / S 2.90
  • the content (mass%) of the corresponding element is substituted for each element symbol in the formula (1).
  • F1 Mn / S. If the Mn content is small relative to the S content, MnS is difficult to crystallize in the molten steel. If F1 is 2.90 or more, the Mn content is sufficiently larger than the S content. In this case, MnS is easily crystallized in the liquid phase. Therefore, a sufficient amount of complex inclusions for obtaining machinability are generated, and a sufficient amount of specific inclusions including the complex inclusions can be obtained. As a result, excellent machinability is obtained. Furthermore, since it can suppress that the number of fine MnS inclusions increases excessively, the starting point of soot generation can be suppressed. As a result, the firing characteristics can be improved.
  • the free-cutting steel according to the present invention completed based on the above knowledge is, in mass%, C: 0.005 to 0.150%, Si: less than 0.010%, Mn: 1.02 to 2.00%, P: 0.010 to 0.200%, S: 0.350 to 0.600%, Pb: 0.010 to 0.100%, N: 0.004 to 0.015%, O: 0.0080 to 0.0250%, Al: 0 to 0.003%, one or more selected from the group consisting of Ca, Mg and Zr: 0 to 0.0005% in total, and B: 0 to 0.0200% And the balance is composed of Fe and impurities and has a chemical composition satisfying the formula (1).
  • the content (mass%) of the corresponding element is substituted for the element symbol in the formula (1).
  • the chemical composition of the above free-cutting steel may contain Al: 0.001 to 0.003%.
  • the chemical composition of the free-cutting steel may include one or more selected from the group consisting of Ca, Mg, and Zr in a total content of 0.0001 to 0.0005%.
  • the chemical composition of the free-cutting steel may include B: 0.0005 to 0.0200%.
  • the ratio of the number of Pb inclusions to the total number of specific inclusions is 17% or less.
  • the starting characteristics are further enhanced.
  • the chemical composition of the free-cutting steel according to the invention contains the following elements: Unless otherwise indicated,% regarding an element means the mass%.
  • Carbon (C) increases the basic strength of steel. Free-cutting steel manufactured for cutting parts is usually cut after being subjected to processing such as wire drawing. If the C content is 0.005% or more, the strength of the free-cutting steel will be suitable for the tool life and surface roughness of cutting after wire drawing. If the C content is less than 0.005%, the steel becomes soft and wire drawing and cutting become difficult. In particular, flaking is likely to occur in cutting. On the other hand, if the C content exceeds 0.150%, the steel hardens and cold workability deteriorates, and further, tool wear becomes severe in cutting after wire drawing. Therefore, the C content is 0.005 to 0.150%. A preferable lower limit of the C content is 0.06%. The upper limit with preferable C content is 0.120%. If the C content is 0.06 to 0.120%, the rate of occurrence of rolling wrinkles decreases.
  • Si less than 0.010%
  • Silicon (Si) usually deoxidizes steel.
  • O oxygen
  • the Si content is too high, the O concentration in the steel will be too low.
  • a hard oxide such as SiO 2 will remain in the steel and the machinability will be reduced.
  • the amount of oxygen in MnS is reduced by the formation of hard oxide. In this case, MnS is stretched by rolling and wire drawing, and MnS having a large aspect ratio is generated. MnS having a large aspect ratio decreases the surface roughness (surface properties). Accordingly, the Si content is less than 0.010%.
  • Mn 1.02 to 2.00%
  • Manganese (Mn) deoxidizes steel, but its deoxidizing power is weaker than other deoxidizing elements such as Si and Al, so that a large amount is allowed. Mn further increases the strength of the steel. Further, Mn combines with S in the steel to form MnS and enhances machinability. In free-cutting steel containing a large amount of S, MnS does not crystallize unless Mn is also contained in a large amount.
  • MnS is crystallized in the steel in the steel making process, and therefore sufficient Mn is contained with respect to the S content.
  • the Mn content is less than 1.02%, the Mn content is not sufficient with respect to the S content, so that crystallization of MnS is delayed. In this case, MnS precipitated after solidification increases.
  • the compounding ratio with Pb is higher than when it is precipitated, and the machinability is improved. Therefore, when the Mn content is less than 1.02%, the machinability is lowered.
  • the Mn content exceeds 2.00%, the hardenability of the steel becomes too high and the steel becomes brittle. Therefore, surface flaws are likely to occur due to rolling or wire drawing. Therefore, the Mn content is 1.02 to 2.00%.
  • the minimum with preferable Mn content is 1.10%, More preferably, it is 1.30%.
  • P 0.010 to 0.200% Phosphorus (P) embrittles steel and improves machinability.
  • P since the C content for increasing the strength is low, P further increases the strength of the steel together with Mn. If the P content is less than 0.010%, the machinability is low and the surface roughness is poor. Furthermore, the strength of the steel becomes insufficient. On the other hand, if the P content exceeds 0.200%, the hot ductility of the steel is lowered, and rolling defects are liable to occur, which impairs the production stability. Therefore, the P content is 0.010 to 0.200%. A preferable lower limit of the P content is 0.050%. The upper limit with preferable P content is 0.100%.
  • S 0.350 to 0.600% Sulfur (S) forms MnS in steel and improves machinability. If the S content is less than 0.350%, sufficient machinability cannot be obtained. On the other hand, if the S content exceeds 0.600%, grain boundary embrittlement tends to occur due to grain boundary segregation. Therefore, the S content is 0.350 to 0.600%. A preferable lower limit of the S content is 0.400%. The upper limit with preferable S content is 0.550%. When giving priority to machinability, the preferable range of the S content is 0.450 to 0.500%. When giving priority to manufacturability, the preferable range of the S content is 0.400 to 0.450%.
  • Pb 0.010 to 0.100%
  • Lead (Pb) increases the machinability of steel. If the Pb content is less than 0.010%, the machinability is insufficient. On the other hand, the Pb content is. If it exceeds 0.100%, the steel becomes brittle, the productivity is lowered, and rolling defects are likely to occur. If the Pb content exceeds 0.100%, more Pb inclusions (lead grains) exist alone, and the cracking characteristics are deteriorated. Therefore, the Pb content is 0.010 to 0.100%.
  • a preferable lower limit of the Pb content is 0.020%.
  • the upper limit with preferable Pb content is 0.040%. If the Pb content is 0.020 to 0.040%, the deterioration of the wrinkle characteristics is suppressed, and further, machinability is further enhanced by combining Pb with MnS.
  • N 0.004 to 0.015%
  • Nitrogen (N) increases the strength of the steel and increases the cutting resistance in cutting, but improves the surface roughness. If the N content is 0.004% or more, the above effect can be obtained. If the N content is less than 0.004%, the manufacturing cost becomes too high, making industrial production difficult. On the other hand, if the N content exceeds 0.015%, the steel material becomes brittle and surface flaws are likely to occur during rolling and wire drawing. Therefore, the N content is 0.004 to 0.015%.
  • the preferable lower limit of the N content when priority is given to machinability is 0.007%
  • the preferable upper limit of the N content when priority is given to manufacturability is 0.012%.
  • the N content here means the total N (TN) content.
  • N combines with B to form BN, and the machinability of steel is further enhanced.
  • the N content is preferably equal to the B content.
  • Oxygen (O) generates an oxide.
  • O is also contained in sulfides and controls the form of sulfides. Specifically, O is contained in MnS and suppresses stretching of MnS during rolling and stretching. If the O content is less than 0.0080%, the oxygen content in MnS is low, so MnS is stretched during rolling and wire drawing, and the aspect ratio is increased. On the other hand, if the O content exceeds 0.0250%, defects are likely to occur in the cast structure. Furthermore, a large amount of oxide is generated, and the machinability of the steel is lowered. The generation of a large amount of oxide further promotes the melting loss of the refractories in the production line and reduces the production stability.
  • the O content is 0.0080 to 0.0250%.
  • the minimum with preferable O content is 0.0120%, More preferably, it is 0.0150%.
  • the upper limit with preferable O content is 0.0200%, More preferably, it is 0.0180%.
  • the O content means the total O (TO) content.
  • the balance of the chemical composition of the free-cutting steel according to the present invention consists of Fe and impurities.
  • an impurity means what is mixed from the ore as a raw material, scrap, or a manufacturing environment when manufacturing steel materials industrially.
  • the chemical composition of the free-cutting steel according to the invention may further contain Al.
  • Al 0 to 0.003%
  • Aluminum (Al) is an optional element. Al is a deoxidizing element of steel. However, in the present invention, oxygen needs to remain to some extent in the steel in order to control the shape of MnS. If the Al content exceeds 0.003%, the amount of oxygen in MnS becomes too low, MnS is stretched by rolling and wire drawing, the aspect ratio is increased, and the surface roughness is lowered. If the Al content exceeds 0.003%, further, alumina-based inclusions (hard oxides) remain in the steel, thereby reducing the machinability of the steel. Therefore, the Al content is 0 to 0.003%. A preferred lower limit of the Al content is 0.001%. The Al content here means the total Al (t-Al) content.
  • the chemical composition of the free-cutting steel according to the present invention may further contain one or more selected from the group consisting of Ca, Mg and Zr. These elements are arbitrary elements.
  • Ca, Mg and Zr 0 to 0.0005% in total Calcium (Ca) magnesium (Mg) and zirconium (Zr) both increase the workability of steel by controlling the form of inclusions and precipitates.
  • Ca produces composite sulfide (Mn, Ca) S with CaS and MnS, and suppresses the stretching of MnS during rolling and wire drawing. This increases the workability and machinability of the steel.
  • the upper limit of the Ca content is 0.0005%, more preferably 0.0003%.
  • a preferable lower limit of the Ca content is 0.0001%.
  • Mg Magnesium (Mg) generates composite sulfide (Mn, Mg) S with MgS and MnS, and suppresses the extension of MnS. This increases the workability and machinability of the steel. Mg further generates fine Mg oxides and becomes a nucleus for the formation of sulfides such as MnS. Thereby, the number of large MnS inclusions can be increased. On the other hand, if the Mg content exceeds 0.0005%, the oxygen content in MnS decreases and MnS is easily stretched. Further, a large amount of oxide is generated in the molten steel and adheres to the refractory or adheres to the nozzle and causes nozzle clogging. Therefore, the upper limit of Mg content is 0.0005%. A preferable lower limit of the Mg content is 0.0001%.
  • Zirconium (Zr) generates oxides, sulfides and nitrides, and controls the form of inclusions and precipitates.
  • the preferable lower limit of the Zr content for controlling the form of inclusions to improve the workability and machinability of the steel is 0.0002%.
  • the upper limit of the Zr content is 0.0005%, more preferably 0.0003%.
  • a preferable lower limit of the Zr content is 0.0001%.
  • the total of one or more selected from the group consisting of Ca, Mg and Zr is 0 to 0.0005%.
  • the form of precipitates and inclusions is controlled to improve the workability of steel.
  • 2 or more types selected from the group which consists of Ca, Mg, and Zr are contained.
  • many spherical sulfides can be dispersed, and the workability of steel is further enhanced.
  • a more preferable upper limit of the total content of these elements is 0.0003%.
  • a preferable lower limit of the total content of these elements is 0.0001%.
  • the free-cutting steel of this embodiment may further contain B.
  • B is an optional element.
  • B 0 to 0.0200% Boron (B) combines with N to form BN and enhances the machinability of the steel.
  • B Boron
  • the machinability is improved by embrittlement of the grain boundary.
  • the embrittlement effect due to the stress concentration of MnS is promoted by suppressing the deformation of sulfide, and the machinability of steel is increased.
  • the B content exceeds 0.0200%, the B oxide is generated and the machinability of the steel is lowered, or the B oxide reacts with the refractory to promote melting damage. Therefore, the B content is 0 to 0.0200%.
  • a preferable lower limit of the B content for further effectively improving the machinability is 0.0005%, and more preferably 0.0008%.
  • the upper limit with preferable B content is 0.0150%.
  • F1 Mn / S. If the Mn content is small relative to the S content, MnS is difficult to crystallize in the molten steel. As a result, the solid solution S after solidification tends to remain at the grain boundaries and often deteriorates the hot ductility. In this case, MnS precipitates after solidification. Precipitated MnS is very fine compared to crystallized MnS. Furthermore, the number of precipitated MnS is extremely large compared to the number of crystallized MnS. MnS can be a starting point for generation of soot. Therefore, the larger the number of MnS, the lower the firing characteristics. Furthermore, Pb tends to adhere to MnS crystallized in the liquid phase, but hardly adheres to MnS precipitated in the solid phase. Therefore, composite inclusions are not easily generated.
  • F1 is 2.90 or more
  • the Mn content is sufficiently larger than the S content.
  • MnS is easily crystallized in the liquid phase. Therefore, a sufficient amount of specific inclusions for obtaining machinability is obtained, and excellent machinability is obtained. Furthermore, it is possible to suppress an excessive increase in the number density of fine MnS and to suppress the starting point of soot generation. As a result, the firing characteristics can be improved.
  • the minimum with preferable F1 is 3.00, More preferably, it is 3.30. As F1 is higher, MnS can be crystallized in the liquid phase from the initial stage of solidification, and as a result, complex inclusions of MnS and Pb are likely to be generated.
  • the free-cutting steel according to the present embodiment further includes any of MnS inclusions, Pb inclusions, and composite inclusions, and the total number of specific inclusions having an equivalent circle diameter of 10 ⁇ m or more is 200 to 10,000. / Mm 2 or more.
  • the sprout characteristic is further enhanced.
  • the specific inclusion having an equivalent circle diameter of 10 ⁇ m or more is referred to as “coarse specific inclusion”.
  • the Pb inclusion means a single Pb grain.
  • the composite inclusion contains MnS and Pb.
  • Coarse inclusions increase machinability.
  • MnS inclusions having an equivalent circle diameter of 10 ⁇ m or more and composite inclusions of MnS and Pb enhance chip disposal.
  • Pb softened by cutting heat penetrates into the generated crack and promotes the progress of the crack, so that the chip disposal is particularly improved.
  • Pb ratio the ratio of the number of Pb inclusions to the total number of coarse specific inclusions
  • Pb ratio RA the ratio of the number of Pb inclusions to the total number of coarse specific inclusions
  • Pb ratio RA the ratio of the number of Pb inclusions to the total number of coarse specific inclusions
  • the Pb ratio RA is 17% or less. If the Pb ratio RA is high, the number of Pb inclusions increases. As described above, Pb inclusions reduce the sag characteristics. Therefore, the one where the ratio of the Pb inclusion in a coarse specific inclusion is low is preferable. If the Pb ratio RA is 17% or less, the number of Pb inclusions is sufficiently small. Therefore, the sprout characteristic is further enhanced.
  • a preferable upper limit of the Pb ratio RA is 13%.
  • the number TN and the Pb ratio RA are measured by the following method.
  • a sample is taken from free-cutting steel.
  • the free-cutting steel is a steel bar or a wire rod
  • a sample is taken from the central portion (hereinafter referred to as R / 2 portion) of the radius R connecting the surface and the central axis in the cross section (surface perpendicular to the axial direction).
  • R / 2 portion the central portion of the radius R connecting the surface and the central axis in the cross section (surface perpendicular to the axial direction).
  • Collect. 20 fields of view are randomly observed at a magnification of 1000 times using a scanning electron microscope (SEM) on the cross section (surface) of the R / 2 part sample.
  • SEM scanning electron microscope
  • MnS inclusions, Pb inclusions, composite inclusions In each field of view (referred to as an observation surface), specific inclusions (MnS inclusions, Pb inclusions, composite inclusions) are specified. Specific inclusions and other inclusions can be distinguished by contrast. Further, among the specific inclusions, MnS inclusions, Pb inclusions, and composite inclusions are specified by the following methods, respectively.
  • FIG. 1A is a schematic diagram showing the S distribution in the observation surface obtained by EPMA analysis
  • FIG. 1B is a schematic diagram showing the Pb distribution in the same observation surface obtained by EPMA analysis as in FIG. 1A. is there.
  • Numeral 10 in FIG. 1A is an area where S exists. Since S exists almost as MnS, it can be considered that MnS exists in the code
  • Reference numeral 20 in FIG. 1B is an area where Pb exists.
  • Pb may be divided by rolling or the like and arranged in the rolling direction as shown by reference numeral 20A.
  • FIG. 2 in the image obtained by the EPMA analysis, when all the adjacent inclusions IN have an equivalent circle diameter of 5 ⁇ m or more, if the interval D between the adjacent inclusions IN is within 10 ⁇ m, these The inclusion IN is regarded as one inclusion.
  • the area of the specified inclusion is obtained, and the diameter of a circle having the same area as the area is defined as the equivalent circle diameter ( ⁇ m).
  • the equivalent circle diameter is the same circle diameter as the total area of the inclusion group.
  • FIG. 1C is an image obtained by synthesizing FIG. 1B with FIG. 1A.
  • Pb inclusion 20 overlaps with MnS inclusion 10
  • the inclusion is recognized as composite inclusion 30.
  • MnS inclusions 10 and Pb inclusions 20 do not overlap (region A1, region A2, etc. in FIG. 1C)
  • these inclusions are MnS inclusions and Pb inclusions. Identifies it.
  • MnS inclusions, Pb inclusions, and composite inclusions are specified using a scanning microscope and EPMA.
  • the area of each specified inclusion is determined, and the diameter of a circle having the same area is defined as the equivalent circle diameter ( ⁇ m) of each inclusion.
  • the free-cutting steel of the present invention can be manufactured by a known manufacturing method.
  • molten steel satisfying the above-mentioned chemical composition is made into a slab by a continuous casting method.
  • the molten steel is made into an ingot by an ingot forming method (casting process).
  • a slab or an ingot is hot-worked 1 or more times, and a free-cutting steel material is manufactured (hot work process).
  • the casting process and the hot working process may be performed by a well-known method. Hereinafter, each process will be described.
  • molten steel is melted by a known method such as a converter or an electric furnace. And the slab or ingot is manufactured by casting the manufactured molten steel.
  • slabs and ingots are collectively referred to as materials.
  • the solidification cooling rate RC at the time of casting may be a well-known rate, and is not particularly limited.
  • the solidification cooling rate RC is, for example, 150 ° C./min or less.
  • MnS crystallizes in the liquid phase and that the Pb existing in the liquid phase adheres to MnS. Therefore, it is preferable that the solidification cooling rate RC is low.
  • a preferable solidification cooling rate RC is 50 ° C./min or less.
  • MnS inclusions are sufficiently crystallized and grow in the molten steel. Therefore, coarse specific inclusions are easily generated, and the Pb ratio RA is 17% or less.
  • solidification cooling rate RC is 20 ° C./min or less.
  • coarse MnS tends to crystallize and grow in the liquid phase.
  • Pb the time until solidification is long, it is possible to secure a sufficient time for Pb to move in the molten steel and adhere to coarse MnS. Therefore, composite inclusions containing MnS and Pb are easily generated, and the Pb ratio RA is 13% or less.
  • the solidification cooling rate can be determined from the cast material.
  • FIG. 3 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 the position W / 4 from the surface toward the material center is the solidification cooling rate RC in the casting process. (° C./min).
  • the solidification cooling rate RC can be obtained by the following method. Cut the solidified material in the transverse direction. Of the cross section of the material, the secondary dendrite arm interval ⁇ 2 ( ⁇ m) in the thickness direction of the solidified tissue at the point P1 is measured. Using the measured value ⁇ 2, the cooling rate RC (° C./min) is obtained based on the following equation (3).
  • RC ( ⁇ 2 / 770) ⁇ (1 / 0.41) (3)
  • the secondary dendrite arm interval ⁇ 2 depends on the solidification cooling rate. Therefore, the solidification cooling rate RC can be obtained by measuring the secondary dendrite arm interval ⁇ 2.
  • Hot working process In the hot working process, one or more hot workings are usually performed. The material is heated before each hot working. Thereafter, hot working is performed on the material. Hot working is, for example, block rolling or hot forging. The material after hot working is cooled by a known cooling method such as air cooling. Then, if necessary, a second hot working is performed to manufacture a steel material. For example, the material is rolled by a continuous rolling mill to produce a bar steel or a wire rod. Free cutting steel is manufactured by the above manufacturing process.
  • the free-cutting steel of the present invention is excellent in machinability improvement (surface roughness, tool life, chip disposal) and cracking characteristics. Therefore, if the free-cutting steel of the present invention is used, complex shaped parts and precision parts manufactured through a plurality of processes can be manufactured with high accuracy and a low defect rate. Therefore, if the free-cutting steel of the present invention is used, it is easy to automate and unmanned in the part manufacturing process, and rust is not easily generated even if the manufactured cutting part is stored for a long period of time.
  • the molten steel which has the chemical composition shown in Table 1 was manufactured.
  • Slab was produced by casting molten steel.
  • the solidification cooling rate RC at the time of casting was as shown in Table 1.
  • the manufactured slab was hot-worked to manufacture a steel bar having a diameter of 10 mm.
  • the solidification cooling rate RC was obtained from the above equation (3) by measuring the secondary dendrite arm interval of the ingot.
  • the steel bar was drawn and straightened to produce a steel bar having a diameter of 8 mm.
  • Machinability evaluated the surface roughness, the tool life characteristic by a normal drill, and the chip disposal property. In any of the evaluations, those that were “x” were judged as “low machinability”, and the others were judged as “good machinability”.
  • [Cutting test] A steel bar having a diameter of 8 mm was cut at a predetermined length to obtain a cutting test piece.
  • the outer periphery turning shown in FIG. 2 was implemented with respect to the test piece. Specifically, a K10 type carbide tool was used as the tool 10. The nose R of the tool 10 was 0.4, and the rake angle was 5 °.
  • the peripheral turning was carried out at a cutting speed V1: 80 m / min, a feed speed V2: 0.05 mm / rev, a cutting depth D1: 1 mm, and a cutting width L1: 10 mm per test piece.
  • An insoluble cutting oil was used during turning.
  • a turning test under the above conditions was performed on 1000 test pieces.
  • Tool life evaluation The tool wear amount (mm) of the front flank was measured for the tool 10 after the turning of the 1000th test piece was completed. The measurement results are shown in the “Tool wear” column of Table 1.
  • “ ⁇ ” means that the amount of tool wear is 150 ⁇ m or less.
  • “ ⁇ ” means that the amount of tool wear is more than 150 to 200 ⁇ m.
  • “X” means that the amount of tool wear exceeds 200 ⁇ m. When the amount of tool wear was 200 ⁇ m or less, it was evaluated that the tool life was excellent.
  • the chip disposal was evaluated as follows. “ ⁇ ” means that the chip was a coil shape with a diameter of 30 mm or less and the chip length was 20 mm or less. “O” is a coil shape with a chip having a diameter of 30 mm or less, and the chip length was more than 20 mm, or the chip was not a coil shape with a diameter of 30 mm or less, and the chip length was 20 mm or less. It means that there was. “ ⁇ ” means that the chip is not in a coil shape with a diameter of 30 mm or less, and the chip length is more than 20 mm to less than 50 mm. “X” means that the chip was not in a coil shape with a diameter of 30 mm or less, and the chip length was 50 mm or more. When the measurement result of chip was “ ⁇ ”, “ ⁇ ” or “ ⁇ ”, it was evaluated that the chip disposal was excellent.
  • test piece was prepared by cutting a steel bar having a diameter of 8 mm into a predetermined length. The test piece was turned under the same conditions as the cutting test described above. While spraying tap water on the cut surface, the test piece was stored in an atmosphere of 70% humidity and 20 ° C. for 24 hours. After storage, the cut surface of the test piece was observed and the number of rust points was measured. The measurement results are shown in the “Spring characteristics” column of Table 1. “ ⁇ ” indicates that the saddle point was less than 10. “ ⁇ ” indicates that the saddle points were 11 to 15 points. “ ⁇ ” indicates that the rust point was 16 to 19 points. “X” indicates that the saddle point was 20 points or more.
  • test piece having a diameter of 10 mm and a length of 100 mm was produced from the steel bar having a diameter of 10 mm. Both ends of the test piece were threaded, the test piece was attached to a jig for tensile test, and then a hot tensile test was conducted by energization heating. Specifically, the test piece was heated to 1100 ° C. by energization heating and held for 3 minutes. Then, it cooled to 900 degreeC by standing_to_cool. A tensile test was performed when the temperature of the test piece reached 900 ° C., and the ductility (drawing value) at the time of fracture was evaluated.
  • test results Referring to Table 1, all of the test numbers 1 to 34 and 46 to 48 had the chemical composition within the scope of the present invention and satisfied the formula (1). Therefore, cutting accuracy (surface roughness), tool life, and chip disposal are all excellent, and machinability is excellent. Furthermore, it was also excellent in crease characteristics and ductility. In the test numbers 1 to 34 and 46, the number ratio RA of Pb inclusions was 17% or less.
  • test numbers 1 to 34 particularly, the test numbers 1 to 5, 10, 12, 17 to 19, and 21 to 34 were in a range in which the chemical composition was preferable. Therefore, in these test numbers, compared with the test numbers 6 to 9, 11, 13 to 16, and 20, the wrinkling characteristics were further excellent.
  • test numbers 1 to 34 in particular, the test numbers 24 to 34 contained arbitrary elements (Ca, Mg, Zr and B). Therefore, in these test numbers, cutting accuracy (surface roughness) was superior to test numbers 1 to 23.
  • test numbers 1 to 34 and 46 to 48 in particular, in the test numbers 1 to 34 and 46, the cooling rate was 50 ° C./min or less. Therefore, the Pb ratio RA is 17% or less. As a result, compared with test numbers 47 and 48, the wrinkling characteristics were further excellent.
  • the cooling rate was 20 ° C./min or less. Therefore, the Pb ratio RA was 13% or less. As a result, compared with the test numbers 46 to 48, the wrinkling characteristics were further excellent.
  • test numbers 37 and 38 the Pb content exceeded the upper limit prescribed in the present invention. Therefore, the glazing property was low and the ductility was also low. This is probably because there were many Pb inclusions.
  • Test numbers 39 and 40 did not satisfy the formula (1). Therefore, the glazing property was low and the ductility was also low. This is probably because there were few complex inclusions of MnS and Pb and there were many Pb inclusions.
  • test number 41 the Si content exceeded the upper limit prescribed in the present invention
  • test number 42 the Al content exceeded the upper limit prescribed in the present invention. Therefore, machinability was low. This is probably because a large amount of hard oxide was generated.
  • test number 43 the O content was less than the lower limit prescribed in the present invention. Therefore, machinability was low. This is probably because MnS was stretched and the aspect ratio was large.
  • test number 44 the P content was less than the lower limit prescribed in the present invention. Therefore, the cutting accuracy (surface roughness) was low. It is thought that because the P content was too low, the embrittlement effect of the steel was insufficient and machinability was reduced.
  • test number 45 the C content exceeded the upper limit prescribed in the present invention. Therefore, the tool life was low. This is probably because the C content was too high and the strength of the steel was high.
  • test numbers 49 and 50 the Pb content was less than the lower limit prescribed in the present invention. Therefore, machinability was low.

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Abstract

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

Description

快削鋼
　本発明は、快削鋼に関し、さらに詳しくは、切削加工により部品に製造される快削鋼に関する。
　小型の油圧部品、ＯＡ機器のシャフト、ヒンジ部の軸等として用いられる部品では表面品質が重要である。これらの部品では通常、形状精度及び表面性状を高めるために、切削加工が実施され、その後、必要に応じて研磨やめっき処理等の表面仕上げ処理が実施される。このような用途の部品（以下、切削部品という）には、表面の品質を確保するために、快削鋼が用いられている。快削鋼のうち、低炭素鋼をベースとした快削鋼は、例えば、日本工業標準調査会、規格番号：ＪＩＳ　Ｇ４８０４（２００８年）（非特許文献１）に規定されている。上述の表面品質が求められる切削部品には、ＪＩＳ　Ｇ４８０４（２００８年）に規定される快削鋼のうち、ＳＵＭ２４Ｌに代表される、Ｐｂを多量に含有する快削鋼が用いられている。
　ＳＵＭ２４ＬのようなＰｂを多量に含有する快削鋼は、鋼材の削られやすさ、すなわち被削性に優れるとされている。特に、被削性の中でも切削面性状（表面粗さ）は、鋼と工具の組み合わせで決まる場合が多く、Ｐｂを多量に含有する鋼材は表面粗さに優れるとされている。
　しかしながら、Ｐｂは環境に影響を与えるため、環境負荷物質に指定される可能性が高い。Ｐｂが環境負荷物質に指定された場合、その使用は制限される。この場合、Ｐｂを多量に含有する快削鋼が利用できなくなる可能性がある。
　Ｐｂを多量に含有する快削鋼に代わる快削鋼が特開２００４－２７２９７号公報（特許文献１）に提案されている。特許文献１に開示された快削鋼は、Ｐｂ含有量を抑え、Ｐｂに代えてＳを多量に含有し、ＭｎＳ等の介在物の形状を制御する。これにより、従来の鉛快削鋼よりも優れた被削性を確保している。
特開２００４－２７２９７号公報
日本工業標準調査会、規格番号：ＪＩＳ　Ｇ４８０４（２００８年）、規格名称：硫黄及び硫黄複合快削鋼鋼材
　切削部品の製造では表面粗さ等、切削面の表面性状が重要であり、切削だけで仕上げることができれば、その性能と製造コストの両面で好ましい。切削工程に続いて研磨工程の実施が必要な場合であっても、切削面の表面粗さが大きかったり、疵が残留していたりすれば、研磨工程で仕上げることは困難になる。したがって、切削面の表面粗さを小さく抑えることが求められる。
　さらに、1日に１０００個以上等、自動化された製造設備で大量に切削部品を製造する場合、優れた切り屑処理性が求められる。切削に伴って排出される切り屑は小さく分断されて排出される方が好ましい。切り屑が長くつながったままの場合、切削部品に切り屑が絡みつき、切削部品の表面に疵が発生しやすくなる。切り屑が切削部品に絡みついた場合はさらに、絡みついた切り屑を除去するために、製造ラインを一時的に停止する必要がある。この場合、無人での製造が困難になり、監視のための人員配置が必要になる。このように、切り屑処理性は、切削部品の品質及び製造コストの両面に影響する。
　電子部品、油圧部品、摺動部品など各種精密機器に用いられる切削部品ではさらに、使用中の錆の発生を抑制するとともに、耐摩耗性を向上させることを目的として、部品の最表面にめっきを施す場合があり、また、部品表面に樹脂との親和性を高めるための処理を施す場合もある。
　切削後の部品（切削部品）は、切削後次工程までの間に、バケット内等で長期間待機する場合がある。たとえば、国内で切削加工し、次工程が他国の別工場で処理される場合、切削後、次工程が実施されるまで、数日～数カ月の期間が経過する場合がある。この場合、切削部品の発銹の抑制が求められる。
　本発明の目的は、被削性(表面粗さ、工具寿命、切り屑処理性)及び発銹特性に優れた快削鋼を提供することである。
　本実施形態によるによる快削鋼は、質量％で、Ｃ：０．００５～０．１５０％、Ｓｉ：０．０１０％未満、Ｍｎ：１．０２～２．００％、Ｐ：０．０１０～０．２００％、Ｓ：０．３５０～０．６００％、Ｐｂ：０．０１０～０．１００％、Ｎ：０．００４～０．０１５％、Ｏ：０．００８０～０．０２５０％、Ａｌ：０～０．００３％、Ｃａ、Ｍｇ及びＺｒからなる群から選択される１種以上：合計で０～０．０００５％、及び、Ｂ：０～０．０２００％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、式（１）を満たす化学組成を有する。
　Ｍｎ／Ｓ≧２．９０　（１）
　ここで、式（１）中の元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
　本発明による快削鋼は、被削性(表面粗さ、工具寿命、切り屑処理性)及び発銹特性に優れる。
図１Ａは、ＥＰＭＡ分析により得られた、観察面中のＳ分布を示す模式図である。 図１Ｂは、ＥＰＭＡ分析により得られた、図１Ａと同じ観察面中のＰｂ分布を示す模式図である。 図１Ｃは、図１Ａ及び図１Ｂを合成した画像の模式図である。 図２は、隣り合う介在物を１つの介在物とみなすか否かの判断基準を説明するための模式図である。 図３は、鋳造された素材の横断面図である。 図４は、切削試験を説明するための切削試験機の模式図である。 図５Ａは、切り屑の斜視図である。 図５Ｂは、切り屑の平面写真図である。
　本発明者らは、快削鋼の被削性及び発銹特性に調査、検討し、次の知見を得た。
　鋼中のＭｎ及びＰｂは、ＭｎＳ介在物、Ｐｂ介在物、及びＭｎＳ介在物とＰｂとを含有する複合介在物を形成する。本明細書において、ＭｎＳ介在物は、Ｍｎ及びＳを含有し、残部は不純物からなる介在物を意味する。Ｐｂ介在物は、Ｐｂ及び不純物からなる介在物を意味する。複合介在物は、ＭｎＳ及びＰｂを含有し、残部は不純物からなる介在物を意味する。ＭｎＳとＰｂとが互いに隣接して複合介在物を形成する場合もあるし、ＭｎＳ中にＰｂが固溶して複合介在物を形成する場合もある。以降の説明では、ＭｎＳ介在物、Ｐｂ介在物及び複合介在物の総称を「特定介在物」と称する。
　ＭｎＳ介在物は従来より、被削性を高める介在物として知られている。一方、Ｐｂ介在物の融点はＭｎＳ介在物の融点よりも低い。そのため、Ｐｂ介在物は切削時に潤滑作用を発揮し、その結果、被削性が高まる。
　さらに、複合介在物は、ＭｎＳ介在物、及び、Ｐｂ介在物単体よりも被削性を高めると考えられる。複合介在物周辺で亀裂が発生した場合、開口したクラックに液状化したＰｂが侵入する。これにより、クラックの進展が促進され、被削性が高まる。したがって、複合介在物を含む特定介在物が生成すれば、被削性が高まる。
　Ｐｂは固相よりも液相の方が動きやすい。したがって、複合介在物は、凝固後に析出するＭｎＳからは生成できず、溶鋼中で晶出したＭｎＳにＰｂが付着することで生成する。したがって、複合介在物を多数生成するためには、晶出によりＭｎＳを生成できる方が好ましい。
　一方で、これらの特定介在物は、銹の起点となる。銹の発生は、特定介在物のサイズに依存せず、特定介在物の個数に依存する。上述のとおり、ＭｎＳ介在物は溶鋼中で晶出する場合と、凝固後に析出する場合とがある。晶出によるＭｎＳ介在物のサイズは、析出によるＭｎＳ介在物よりも大きい。そのため、析出によりＭｎＳ介在物が生成した場合、ＭｎＳ介在物の個数は、晶出によりＭｎＳ介在物が生成した場合よりも顕著に多くなる。したがって、被削性を得つつ、銹の起点を減らすには、なるべく晶出によりＭｎＳ介在物を生成するのが好ましい。
　晶出によりＭｎＳ介在物を多く生成するためには、鋼中のＳ含有量に対して十分なＭｎ含有量が必要である。具体的には、Ｍｎ含有量及びＳ含有量は次の式（１）を満たす。
　Ｍｎ／Ｓ≧２．９０　（１）
　ここで、式（１）中の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
　Ｆ１＝Ｍｎ／Ｓと定義する。Ｓ含有量に対するＭｎ含有量が少なければ、溶鋼においてＭｎＳが晶出しにくい。Ｆ１が２．９０以上であれば、Ｓ含有量に対してＭｎ含有量が十分に大きい。この場合、液相中でＭｎＳが晶出しやすい。そのため、被削性を得るための十分な量の複合介在物が生成し、複合介在物を含む十分な量の特定介在物が得られる。その結果、優れた被削性が得られる。さらに、微細なＭｎＳ介在物の個数が過剰に多くなるのを抑制できるため、銹発生の起点を抑制できる。その結果、発銹特性を高めることができる。
　以上の知見に基づいて完成した本発明による快削鋼は、質量％で、Ｃ：０．００５～０．１５０％、Ｓｉ：０．０１０％未満、Ｍｎ：１．０２～２．００％、Ｐ：０．０１０～０．２００％、Ｓ：０．３５０～０．６００％、Ｐｂ：０．０１０～０．１００％、Ｎ：０．００４～０．０１５％、Ｏ：０．００８０～０．０２５０％、Ａｌ：０～０．００３％、Ｃａ、Ｍｇ及びＺｒからなる群から選択される１種以上：合計で０～０．０００５％、及び、Ｂ：０～０．０２００％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、式（１）を満たす化学組成を有する。
　Ｍｎ／Ｓ≧２．９０　（１）
　ここで、式（１）中の元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
　上記快削鋼の化学組成は、Ａｌ：０．００１～０．００３％を含有してもよい。上記快削鋼の化学組成は、Ｃａ、Ｍｇ及びＺｒからなる群から選択される１種以上を総含有量で０．０００１～０．０００５％含有してもよい。上記快削鋼の化学組成は、Ｂ：０．０００５～０．０２００％含有してもよい。
　好ましくは、上記快削鋼ではさらに、特定介在物の総個数に対するＰｂ介在物の個数の比率が１７％以下である。
　この場合、発銹特性がさらに高まる。
　以下、本発明による快削鋼について詳細に説明する。本発明による快削鋼の化学組成は、次の元素を含有する。元素に関する％は、特に断らない限り、質量％を意味する。
　［化学組成］
　本実施形態の機械構造用鋼の化学組成は、次の元素を含有する。
　Ｃ：０．００５～０．１５０％
　炭素（Ｃ）は、鋼の基本強度を高める。切削部品に製造される快削鋼は通常、伸線等の加工が実施された後、切削される。Ｃ含有量が０．００５％以上であれば、快削鋼の強度が、伸線後に切削の工具寿命や表面粗さに適した強度になる。Ｃ含有量が０．００５％未満であれば、鋼が軟質になり、伸線や切削が困難になる。特に、切削にむしれが生じやすくなる。一方、Ｃ含有量が０．１５０％を超えれば、鋼が硬化して冷間加工性が低下し、さらに、伸線後の切削において工具摩耗が激しくなる。したがって、Ｃ含有量は０．００５～０．１５０％である。Ｃ含有量の好ましい下限は０．０６％である。Ｃ含有量の好ましい上限は０．１２０％である。Ｃ含有量が０．０６～０．１２０％であれば、圧延疵の発生率が低下する。
　Ｓｉ：０．０１０％未満
　珪素（Ｓｉ）は、通常、鋼を脱酸する。しかしながら、本発明において、ＭｎＳの形状を制御するために、鋼中に酸素（Ｏ）をある程度残留させる必要がある。Ｓｉ含有量が高すぎれば、鋼中のＯ濃度が低くなりすぎる。Ｓｉ含有量が高すぎればさらに、ＳｉＯ2等の硬質酸化物が鋼中に残留して被削性を低下する。さらに、硬質酸化物の生成により、ＭｎＳ中の酸素量がかえって低減する。この場合、ＭｎＳが圧延及び伸線で延伸し、アスペクト比の大きなＭｎＳが生成する。アスペクト比の大きなＭｎＳは、表面粗さ（表面性状）を低下する。したがって、Ｓｉ含有量は０．０１０％未満である。
　Ｍｎ：１．０２～２．００％
　マンガン（Ｍｎ）は、鋼を脱酸するが、ＳｉやＡｌのような他の脱酸元素に比べてその脱酸力は弱いため、多量の含有が許容される。Ｍｎはさらに、鋼の強度を高める。Ｍｎはさらに、鋼中でＳと結合してＭｎＳを形成し、被削性を高める。Ｓを多量に含有する快削鋼では、Ｍｎも多量に含有しなければ、ＭｎＳが晶出しない。
　本発明では製鋼工程で鋼中にＭｎＳを晶出させるため、Ｓ含有量に対して十分なＭｎを含有する。Ｍｎ含有量が１．０２％未満の場合、Ｓ含有量に対してＭｎ含有量が十分ではないため、ＭｎＳの晶出が遅れる。この場合、凝固後に析出するＭｎＳが増加する。ＭｎＳは、晶出させる場合の方が、析出させる場合よりも、Ｐｂとの複合化率が高く、被削性を高める。したがって、Ｍｎ含有量が１．０２％未満の場合、被削性が低下する。一方、Ｍｎ含有量が２．００％を超えれば、鋼の焼入れ性が高くなりすぎ、かつ、鋼が脆化する。そのため、圧延又は伸線により、表面疵が発生しやすくなる。したがって、Ｍｎ含有量は１．０２～２．００％である。Ｍｎ含有量の好ましい下限は１．１０％であり、さらに好ましくは１．３０％である。
　Ｐ：０．０１０～０．２００％
　燐（Ｐ）は鋼を脆化させ、被削性を高める。本発明では強度を高めるＣ含有量が低いため、Ｐはさらに、Ｍｎとともに鋼の強度を高める。Ｐ含有量が０．０１０％未満であれば、被削性が低く、表面粗さに劣る。さらに、鋼の強度が不十分になる。一方、Ｐ含有量が０．２００％を超えれば、鋼の熱間延性が低下し、圧延疵が発生しやすくなり、製造安定性を損なう。したがって、Ｐ含有量は０．０１０～０．２００％である。Ｐ含有量の好ましい下限は０．０５０％である。Ｐ含有量の好ましい上限は０．１００％である。
　Ｓ：０．３５０～０．６００％
　硫黄（Ｓ）は、鋼中でＭｎＳを形成し、被削性を向上させる。Ｓ含有量が０．３５０％未満であれば、十分な被削性が得られない。一方、Ｓ含有量が０．６００％を超えれば、粒界偏析によって粒界脆化が発生しやすくなる。したがって、Ｓ含有量は０．３５０～０．６００％である。Ｓ含有量の好ましい下限は０．４００％である。Ｓ含有量の好ましい上限は０．５５０％である。被削性を優先させる場合、Ｓ含有量の好ましい範囲は０．４５０～０．５００％である。製造性を優先させる場合、Ｓ含有量の好ましい範囲は０．４００～０．４５０％である。
　Ｐｂ：０．０１０～０．１００％
　鉛（Ｐｂ）は鋼の被削性を高める。Ｐｂ含有量が０．０１０％未満であれば、被削性が不十分である。一方、Ｐｂ含有量が．０．１００％を超えれば、鋼が脆化して製造性が低下し、圧延疵が発生しやすくなる。Ｐｂ含有量が０．１００％を超えればさらに、単独で存在するＰｂ介在物（鉛粒）が多く発生し、発銹特性が低下する。したがって、Ｐｂ含有量は０．０１０～０．１００％である。Ｐｂ含有量の好ましい下限は０．０２０％である。Ｐｂ含有量の好ましい上限は０．０４０％である。Ｐｂ含有量が０．０２０～０．０４０％であれば、銹特性の低下が抑制され、さらに、ＰｂがＭｎＳと複合化することで被削性がさらに高まる。
　Ｎ：０．００４～０．０１５％
　窒素（Ｎ）は鋼の強度を高め、切削において切削抵抗を増加させるものの、表面粗さを向上する。Ｎ含有量が０．００４％以上であれば、上記効果が得られる。なお、Ｎ含有量を０．００４％未満にする場合、製造コストが高くなりすぎ、工業的な製造が困難になる。一方、Ｎ含有量が０．０１５％を超えれば、鋼材が脆化して、圧延時及び伸線時に表面疵が発生しやすくなる。したがって、Ｎ含有量は０．００４～０．０１５％である。被削性を優先させる場合のＮ含有量の好ましい下限は０．００７％であり、製造性を優先させる場合のＮ含有量の好ましい上限は０．０１２％である。なお、ここでいうＮ含有量とは、全Ｎ（Ｔ－Ｎ）の含有量を意味する。
　後述のＢを含有する場合、ＮはＢと結合してＢＮを形成し、鋼の被削性がさらに高まる。その場合、Ｎ含有量はＢ含有量と同等にするのが好ましい。
　Ｏ：０．００８０～０．０２５０％
　酸素（Ｏ）は、酸化物を生成する。Ｏはさらに、硫化物にも含有され、硫化物の形態を制御する。具体的には、ＯはＭｎＳ中に含有され、圧延時及び延伸時にＭｎＳが延伸するのを抑制する。Ｏ含有量が０．００８０％未満であれば、ＭｎＳ中の酸素含有量が低くなるため、圧延時及び伸線時にＭｎＳが延伸してそのアスペクト比が大きくなる。一方、Ｏ含有量が０．０２５０％を超えれば、鋳造組織に欠陥が生じやすい。さらに、酸化物が多量に生成し、鋼の被削性が低下する。酸化物の多量の生成はさらに、製造ラインの耐火物の溶損を促進し、製造安定性を低下する。したがって、Ｏ含有量は０．００８０～０．０２５０％である。Ｏ含有量の好ましい下限は０．０１２０％であり、さらに好ましくは０．０１５０％である。Ｏ含有量の好ましい上限は０．０２００％であり、さらに好ましくは０．０１８０％である。なお、ここでいうＯ含有量とは、全Ｏ（Ｔ－Ｏ）の含有量を意味する。
　本発明による快削鋼の化学組成の残部は、Ｆｅおよび不純物からなる。ここで、不純物とは、鋼材を工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップ、または製造環境などから混入されるものを意味する。
　［任意元素について］
　本発明による快削鋼の化学組成はさらに、Ａｌを含有してもよい。
　Ａｌ：０～０．００３％
　アルミニウム（Ａｌ）は任意元素である。Ａｌは鋼の脱酸元素である。しかしながら、本発明では、ＭｎＳの形状を制御するために鋼中に酸素をある程度残留させておく必要がある。Ａｌ含有量が０．００３％を超えれば、ＭｎＳ中の酸素量が低くなりすぎ、圧延及び伸線によりＭｎＳが延伸してアスペクト比が大きくなり、表面粗さを低下する。Ａｌ含有量が０．００３％を超えればさらに、アルミナ系の介在物（硬質酸化物）が鋼中に残留して、鋼の被削性を低下する。したがって、Ａｌ含有量は０～０．００３％である。Ａｌ含有量の好ましい下限は０．００１％である。ここでいうＡｌ含有量とは、全Ａｌ（ｔ－Ａｌ）の含有量を意味する。
　本発明による快削鋼の化学組成はさらに、Ｃａ、Ｍｇ及びＺｒからなる群から選択される１種以上を含有してもよい。これらの元素は任意元素である。
　Ｃａ、Ｍｇ及びＺｒからなる群から選択される１種以上：合計で０～０．０００５％
　カルシウム（Ｃａ）マグネシウム（Ｍｇ）及びジルコニウム（Ｚｒ）はいずれも、介在物及び析出物の形態を制御して、鋼の加工性を高める。以下、各元素について説明する。
　Ｃａは、ＣａＳ、及びＭｎＳとの複合硫化物（Ｍｎ，Ｃａ）Ｓを生成し、圧延時及び伸線時のＭｎＳの延伸を抑制する。これにより、鋼の加工性及び被削性が高まる。しかしながら、Ｃａ含有量が０．０００５％を超えれば、ＭｎＳ中の酸素含有量が低下して、圧延及び伸線により、アスペクト比の大きなＭｎＳが形成される。したがって、Ｃａ含有量の上限は０．０００５％であり、さらに好ましくは０．０００３％である。Ｃａ含有量の好ましい下限は０．０００１％である。
　マグネシウム（Ｍｇ）は、ＭｇＳ、及びＭｎＳとの複合硫化物（Ｍｎ，Ｍｇ）Ｓを生成し、ＭｎＳの延伸を抑制する。これにより、鋼の加工性及び被削性が高まる。Ｍｇはさらに、微細なＭｇ酸化物を生成して、ＭｎＳ等の硫化物の生成核となる。これにより、大型のＭｎＳ系介在物の個数を増加させることができる。一方、Ｍｇ含有量が０．０００５％を超えれば、ＭｎＳ中の酸素含有量が低下して、ＭｎＳが延伸しやすくなる。さらに、溶鋼中に多量の酸化物が生成して、耐火物に付着したり、ノズルに付着してノズル詰まりを引き起こす。したがって、Ｍｇ含有量の上限は０．０００５％である。Ｍｇ含有量の好ましい下限は０．０００１％である。
　ジルコニウム（Ｚｒ）は、酸化物、硫化物及び窒化物を生成して、介在物及び析出物の形態を制御する。介在物の形態を制御して鋼の加工性及び被削性を高めるためのＺｒ含有量の好ましい下限は０．０００２％である。一方、Ｚｒ含有量が高すぎれば、ＭｎＳ中の酸素含有量が低下して、ＭｎＳが延伸しやすくなる。さらに、多量の硬質酸化物が生成して、被削性が低下する。したがって、Ｚｒ含有量の上限は０．０００５％であり、さらに好ましくは０．０００３％である。Ｚｒ含有量の好ましい下限は０．０００１％である。
　本発明では、上述のＣａ、Ｍｇ及びＺｒからなる群から選択される１種以上が、合計で０～０．０００５％である。この場合、上述のとおり、析出物及び介在物の形態を制御して鋼の加工性を高める。好ましくは、Ｃａ、Ｍｇ及びＺｒからなる群から選択される２種以上を含有する。この場合、球状の硫化物を多数分散させることができ、鋼の加工性がさらに高まる。これらの元素の総含有量のさらに好ましい上限は０．０００３％である。これらの元素の総含有量の好ましい下限は０．０００１％である。
　本実施形態の快削鋼はさらに、Ｂを含有してもよい。Ｂは任意元素である。
　Ｂ：０～０．０２００%
　ボロン（Ｂ）はＮと結合してＢＮを形成し、鋼の被削性を高める。ＢＮが粒界に存在する場合、粒界を脆化させることにより被削性が高まる。ＢＮがＭｎＳ周辺に存在する場合、硫化物の変形を抑制することによりＭｎＳの応力集中による脆化効果が促進され、鋼の被削性が高まる。しかしながら、Ｂ含有量が０．０２００％を超えれば、Ｂ酸化物が生成して鋼の被削性がかえって低下したり、Ｂ酸化物が耐火物と反応して溶損を促進したりする。したがって、Ｂ含有量は０～０．０２００％である。被削性をさらに有効に高めるためのＢ含有量の好ましい下限は０．０００５％であり、さらに好ましくは０．０００８％である。Ｂ含有量の好ましい上限は０．０１５０％である。ＢＮの生成量を多くして鋼の被削性をさらに高めるためには、０．７≦Ｂ／Ｎ≦１．８とするのが好ましい。
　［式（１）について］
　上述の快削鋼の化学組成はさらに、式（１）を満たす。
　Ｍｎ／Ｓ≧２．９０　（１）
　ここで、式（１）中の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
　Ｆ１＝Ｍｎ／Ｓと定義する。Ｓ含有量に対するＭｎ含有量が少なければ、溶鋼においてＭｎＳが晶出しにくい。その結果、凝固後の固溶Ｓが粒界に残留しやすく、熱間延性を劣化させる場合が多い。この場合、凝固後にＭｎＳが析出する。析出したＭｎＳは、晶出したＭｎＳと比較して非常に微細である。さらに、析出したＭｎＳの個数は、晶出したＭｎＳの個数と比較して極めて多い。ＭｎＳは銹の発生の起点となり得る。したがって、ＭｎＳの個数が多い程、発銹特性は低下する。さらに、Ｐｂは液相中で晶出したＭｎＳには付着しやすいが、固相中で析出したＭｎＳには付着しにくい。したがって、複合介在物が生成しにくい。
　Ｆ１が２．９０以上であれば、Ｓ含有量に対してＭｎ含有量が十分に大きい。この場合、液相中でＭｎＳが晶出しやすい。そのため、被削性を得るための十分な量の特定介在物が得られ、優れた被削性が得られる。さらに、微細なＭｎＳの数密度が過剰に多くなるのを抑制でき、銹発生の起点を抑制できる。その結果、発銹特性を高めることができる。Ｆ１の好ましい下限は３．００であり、さらに好ましくは３．３０である。Ｆ１が高いほど、凝固初期から液相中にＭｎＳを晶出でき、その結果、ＭｎＳとＰｂとの複合介在物を生成しやすい。
　［粗大特定介在物の個数ＴＮ］
　好ましくは、本実施形態の快削鋼はさらに、ＭｎＳ介在物、Ｐｂ介在物及び複合介在物のいずれかであって、円相当径が１０μｍ以上である特定介在物の総個数が２００～１００００個／ｍｍ２以上である。この場合、発銹特性がさらに高まる。以下、円相当径が１０μｍ以上である特定介在物を「粗大特定介在物」と称する。
　ここで、Ｐｂ介在物とは、単独のＰｂ粒を意味する。複合介在物は、ＭｎＳとＰｂとを含有する。
　粗大特定介在物は、被削性を高める。特に、円相当径が１０μｍ以上のＭｎＳ介在物、及び、ＭｎＳとＰｂとの複合介在物は、切り屑処理性を高める。複合介在物の場合、発生した亀裂内部に、切削熱で軟化したＰｂが侵入して亀裂の進展を促進するため、特に切り屑処理性を高める。
　［粗大特定介在物の個数に対するＰｂ介在物の個数の比（Ｐｂ比）ＲＡ］
　さらに好ましくは、粗大特定介在物のうち、粗大特定介在物の総個数に対するＰｂ介在物の個数の比（以下、Ｐｂ比という）ＲＡは１７％以下である。Ｐｂ比ＲＡが高ければ、Ｐｂ介在物の個数が多くなる。上述のとおり、Ｐｂ介在物は発銹特性を低下する。したがって、粗大特定介在物中に占めるＰｂ介在物の割合は低い方が好ましい。Ｐｂ比ＲＡが１７％以下であれば、Ｐｂ介在物の個数が十分に少ない。そのため、発銹特性がさらに高まる。Ｐｂ比ＲＡの好ましい上限は１３％である。
　［粗大特定介在物の個数ＴＮ及びＰｂ比ＲＡの測定方法］
　個数ＴＮ及びＰｂ比ＲＡは次の方法で測定する。快削鋼からサンプルを採取する。たとえば、快削鋼が棒鋼又は線材である場合、横断面（軸方向に垂直な面）のうち、表面と中心軸とを結ぶ半径Ｒの中央部（以下、Ｒ／２部という）からサンプルを採取する。Ｒ／２部のサンプルの横断面（表面）に対して、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて１０００倍の倍率でランダムに２０視野観察する。各視野（観察面という）において、特定介在物（ＭｎＳ介在物、Ｐｂ介在物、複合介在物）を特定する。特定介在物と他の介在物とは、コントラストで区別可能である。さらに、特定介在物のうち、ＭｎＳ介在物、Ｐｂ介在物及び複合介在物はそれぞれ次の方法で特定する。
　各観察面において、波長分散型Ｘ線解析装置（ＥＰＭＡ）により、観察面中のＳ分布及びＰｂ分布の画像を得る。図１Ａは、ＥＰＭＡ分析により得られた、観察面中のＳ分布を示す模式図であり、図１Ｂは、ＥＰＭＡ分析により得られた、図１Ａと同じ観察面中のＰｂ分布を示す模式図である。
　図１Ａ中の符号１０がＳが存在する領域である。ＳはほぼＭｎＳとして存在するため、図１Ａ中の符号１０にはＭｎＳが存在するとみなすことができる。図１Ｂ中の符号２０は、Ｐｂが存在する領域である。
　図１Ｂに示すとおり、Ｐｂは符号２０Ａに示すとおり、圧延等により分断され、圧延方向に配列される場合がある。Ｓについても同様である。図２に示すとおり、ＥＰＭＡ分析で得られた画像において、隣り合う介在物ＩＮがいずれも５μｍ以上の円相当径を有する場合、隣り合う介在物ＩＮの間隔Ｄが１０μｍ以内であれば、これらの介在物ＩＮは１つの介在物とみなす。なお、特定された介在物の面積を求め、その面積と同一の面積の円の直径を、円相当径（μｍ）と定義する。１つの介在物と定義された介在物群において、円相当径は、介在物群の総面積と同一の円の直径とする。
　図１Ｃは、図１Ａに図１Ｂを合成した画像である。図１Ｃを参照して、ＭｎＳ介在物１０にＰｂ介在物２０が重複する場合、その介在物は複合介在物３０であると認定する。一方、図１Ｃを参照して、ＭｎＳ介在物１０とＰｂ介在物２０とが重複しない場合、（図１Ｃ中の領域Ａ１、領域Ａ２等）、それらの介在物はＭｎＳ介在物、Ｐｂ介在物であると特定する。
　以上の方法により、走査型顕微鏡及びＥＰＭＡを用いて、ＭｎＳ系介在物、Ｐｂ介在物、複合介在物を特定する。特定された各介在物の面積を求め、同じ面積の円の直径を、各介在物の円相当径（μｍ）と定義する。
　各特定介在物のうち、円相当径が１０μｍ以上の粗大特定介在物を特定する。特定された粗大特定介在物の総個数（２０視野での個数）を求め、１ｍｍ２当たりの個数ＴＮ（個／ｍｍ２）に換算する。以上の方法により、個数ＴＮを求める。さらに、特定された粗大特定介在物のうち、円相当径が１０μｍ以上のＰｂ介在物の個数ＭＮ（個／ｍｍ２）を求め、次の式（Ａ）に基づいて、Ｐｂ比ＲＡ（％）を求める。
　ＲＡ＝ＭＮ／ＴＮ×１００　（Ａ）
　［製造方法］
　本発明の快削鋼は、周知の製造方法で製造可能である。本発明の快削鋼の製造方法の一例では、初めに、上述の化学組成を満たす溶鋼を連続鋳造法により鋳片にする。又は、溶鋼を造塊法によりインゴットにする（鋳造工程）。そして、鋳片又はインゴットを１又は複数回熱間加工して快削鋼材を製造する（熱間加工工程）。鋳造工程及び熱間加工工程は周知の方法で実施すれば足りる。以下、それぞれの工程について説明する。
　［鋳造工程］
　初めに、溶鋼を転炉、電炉等の周知の方法で溶製する。そして、製造された溶鋼を鋳造して鋳片又はインゴットを製造する。以下、鋳片及びインゴットを総称して素材という。
　鋳造時の凝固冷却速度ＲＣは周知の速度で足り、特に限定されない。凝固冷却速度ＲＣは、たとえば、１５０℃／分以下である。ＭｎＳとＰｂとの複合介在物をさらに多く生成するためには、液相中にＭｎＳを晶出させ、かつ、液相中に存在するＰｂをＭｎＳに付着させる時間が長い方が好ましい。したがって、凝固冷却速度ＲＣは遅い方が好ましい。
　好ましい凝固冷却速度ＲＣは５０℃／分以下である。この場合、溶鋼においてＭｎＳ介在物が十分に晶出及び成長する。そのため、粗大特定介在物が生成しやすく、Ｐｂ比ＲＡが１７％以下となる。
　さらに好ましい凝固冷却速度ＲＣは２０℃／分以下である。この場合、液相中で粗大なＭｎＳが晶出及び成長しやすい。さらに、凝固するまでの時間が長いため、Ｐｂが溶鋼中を移動して粗大なＭｎＳに付着するための十分な時間を確保できる。そのため、ＭｎＳ及びＰｂを含有する複合介在物が生成しやすくなり、Ｐｂ比ＲＡが１３％以下になる。
　凝固冷却速度は、鋳造された素材から求めることができる。図３は、鋳造された素材の横断面図である。厚さＷ（ｍｍ）の素材のうち、表面から素材中心に向かってＷ／４の位置の地点Ｐ１において、液相線温度から固相線温度までの冷却速度を、鋳造工程における凝固冷却速度ＲＣ（℃／ｍｉｎ）と定義する。凝固冷却速度ＲＣは次の方法で求めることができる。凝固後の素材を横断方向に切断する。素材の横断面のうち、地点Ｐ１での凝固組織の厚み方向の２次デンドライトアーム間隔λ２（μｍ）を測定する。測定値λ２を用いて、次の式（３）に基づいて冷却速度ＲＣ（℃／ｍｉｎ）を求める。
　ＲＣ＝（λ２／７７０）－（１／０．４１）　（３）
　２次デンドライトアーム間隔λ２は凝固冷却速度に依存する。したがって、２次デンドライトアーム間隔λ２を測定することにより凝固冷却速度ＲＣを求めることができる。
　［熱間加工工程］
　熱間加工工程では通常、１又は複数回の熱間加工が実施される。各熱間加工を実施する前に、素材を加熱する。その後、素材に対して熱間加工を実施する。熱間加工はたとえば、分塊圧延又は熱間鍛造である。熱間加工後の素材は空冷等の周知の冷却法により冷却される。続いて、必要に応じて、２回目の熱間加工を実施して、鋼材を製造する。たとえば、連続圧延機により素材を圧延して棒鋼や線材を製造する。以上の製造工程により、快削鋼が製造される。
　以上の説明のとおり、本発明の快削鋼は、被削性向上(表面粗さ、工具寿命、切り屑処理性)及び発銹特性に優れる。そのため、本発明の快削鋼を用いれば、複数工程を経て製造される複雑形状部品や精密部品を、高精度かつ低不良率で製造できる。したがって、本発明の快削鋼を用いれば、部品の製造工程において、自動化、無人化を実施しやすく、製造された切削部品を長期間保管しても錆が発生しにくい。
　表１に示す化学組成を有する溶鋼を製造した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　溶鋼を鋳造して鋳片を製造した。鋳造時の凝固冷却速度ＲＣは表１に記載のとおりであった。製造された鋳片に対して熱間加工を実施して、直径が１０ｍｍの棒鋼を製造した。凝固冷却速度ＲＣは、インゴットの２次デンドライトアーム間隔を測定して、上述の式（３）により求めた。棒鋼に対して伸線及び矯直を実施して、直径が８ｍｍの棒鋼を製造した。
　［評価試験］
　［Ｐｂ比ＲＡ］
　各試験番号の棒鋼のＲ／２部から、組織観察用の試験片を採取した。試験片の表面のうち、棒鋼の長手方向（つまり、圧延方向又は延伸方向）と平行な断面を観察面と定義した。上述の方法に基づいて、Ｐｂ比ＲＡ（％）を求めた。
　［被削性］
　被削性は、表面粗さ、通常ドリルによる工具寿命特性、及び切り屑処理性を評価した。いずれかの評価において「×」であったものを「被削性が低い」とし、それ以外を「被削性良好」と判断した。
　［切削試験］
　直径８ｍｍの棒鋼を所定の長さで切断し、切削試験片とした。試験片に対して、図２に示す外周旋削を実施した。具体的には、工具１０として、Ｋ１０種超硬工具を用いた。工具１０のノーズＲは０．４であり、すくい角は５°であった。切削速度Ｖ１：８０ｍ／分、送り速度Ｖ２：０．０５ｍｍ／ｒｅｖ、切込み量Ｄ１：１ｍｍ、切削幅Ｌ１：１試験片あたり１０ｍｍ、として、外周旋削を実施した。なお、旋削時に不溶性切削油を使用した。１０００個の試験片に対して上記条件の旋削試験を実施した。
　[表面粗さ評価]
　上記の切削試験において、１０００個目の試験片の旋削が完了した後、その試験片の表面粗さを測定した。表面粗さは、ＪＩＳ　Ｂ０６０１（２００１）に規定された十点表面粗さ（Ｒｚ）で求めた。測定結果を表１の「表面粗さ」欄に示す。表１中で、「◎」は、表面粗さが１０μｍＲｚＪＩＳ以下であることを意味する。「○」は、表面粗さが１０超～１５μｍＲｚＪＩＳであることを意味する。「△」は、表面粗さが１５超～２０μｍＲｚＪＩＳであることを意味する。「×」は、表面粗さが２０μｍＲｚＪＩＳを超えたことを意味する。表面粗さが２０μｍＲｚＪＩＳ以下の場合、優れた表面粗さが得られたと評価した。なお、表中の「○～◎」は、複数の測定で◎及び○の評価が得られたことを意味する。
　[工具寿命評価]
　１０００個目の試験片の旋削が完了した後の工具１０について、前逃げ面の工具摩耗量（ｍｍ）を測定した。測定結果を表１の「工具摩耗」欄に示す。表１中で「◎」は、工具摩耗量が１５０μｍ以下であることを意味する。「○」は、工具摩耗量が１５０超～２００μｍであることを意味する。「×」は、工具摩耗量が２００μｍを超えたことを意味する。工具摩耗量が２００μｍ以下の場合、工具寿命に優れると評価した。
　［切り屑処理性評価］
　１０００個目の試験片の旋削では、図３Ａ及び図３Ｂに示す切り屑２０が得られた。そこで、切り屑２０の長さＬ２０と、直径Ｄ２０とを測定した。測定結果に基づいて、表２に示すように分類した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　表２を参照して、切り屑処理性は次のとおり評価した。「◎」は、切り屑が直径３０ｍｍ以下のコイル形状であり、切り屑長さが２０ｍｍ以下であったことを意味する。「○」は、切り屑が直径３０ｍｍ以下のコイル形状であり、切り屑長さが２０ｍｍ超であった、又は、切り屑が直径３０ｍｍ以下のコイル形状ではなく、切り屑長さが２０ｍｍ以下であったことを意味する。「△」は、切り屑が直径３０ｍｍ以下のコイル形状ではなく、切り屑長さが２０ｍｍ超～５０ｍｍ未満であったことを意味する。「×」は、切り屑が直径３０ｍｍ以下のコイル形状ではなく、切り屑長さが５０ｍｍ以上であったことを意味する。切り屑の測定結果が「◎」、「○」又は「△」である場合、切り屑処理性に優れると評価した。
　［発銹特性（耐食性）評価試験］
　直径８ｍｍの棒鋼を所定の長さに切断した試験片を作製した。試験片に対して、上述の切削試験と同様の条件で旋削加工を行った。切削面に水道水を噴霧しながら、湿度７０％、２０℃の雰囲気内に２４時間試験片を保管した。保管後、試験片の切削面を観察し、錆点の個数を測定した。測定結果を表１の「発銹特性」欄に示す。「◎」は、銹点が１０点未満であったことを示す。「○」は、銹点が１１～１５点であったことを示す。「△」は錆点が１６～１９点であったことを示す。「×」は銹点が２０点以上であったことを示す。
　［熱間加工時の表面疵評価試験］
　上述の直径が１０ｍｍの棒鋼から、直径１０ｍｍ、長さ１００ｍｍの丸棒試験片を作製した。試験片の両端にねじ加工を施し、試験片を引張試験の治具に取り付けた後、通電加熱による熱間引張試験を実施した。具体的には、通電加熱により試験片を１１００℃に加熱し、３分間保持した。その後、放冷により９００℃まで冷却した。試験片の温度が９００℃となった時点で引張試験を実施し、破断時の延性（絞り値）を評価した。各試験番号において、３本の試験片で上記引張試験を実施し、得られた絞り値の平均を求めた。結果を表１の「表面疵」欄に示す。「◎」は、絞り値の平均が６０％以上であったことを意味する。「○」は、絞り値の平均が５０～６０％未満であったことを意味する。「△」は、絞り値の平均が４０～５０％未満であったことを意味する。「×」は、絞り値の平均が４０％未満であったことを意味する。絞り値の平均が４０％以上であった場合、熱間加工時の延性に優れ、表面疵の発生が抑制されると評価した。
　［試験結果］
　表１を参照して、試験番号１～３４、及び４６～４８はいずれも、化学組成が本発明の範囲内であり、式（１）を満たした。そのため、切削精度（表面粗さ）、工具寿命、切り屑処理性はいずれも優れており、被削性に優れた。さらに、発銹特性及び延性にも優れた。なお、試験番号１～３４、及び４６では、Ｐｂ介在物の個数比率ＲＡが１７％以下であった。
　試験番号１～３４のうち、特に、試験番号１～５、１０、１２、１７～１９、及び２１～３４は、化学組成が好ましい範囲であった。そのため、これらの試験番号では、試験番号６～９、１１、１３～１６、及び２０と比較して、発銹特性がさらに優れた。
　試験番号１～３４のうち、特に、試験番号２４～３４は、任意元素（Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ及びＢ）を含有した。そのため、これらの試験番号では、試験番号１～２３と比較して、切削精度（表面粗さ）が優れた。
　試験番号１～３４、及び４６～４８のうち、特に、試験番号１～３４、及び４６では、冷却速度が５０℃／分以下であった。そのため、Ｐｂ比ＲＡが１７％以下となった。その結果、試験番号４７及び４８と比較して、発銹特性がさらに優れた。
　試験番号１～３４、及び４６～４８のうち、特に、試験番号１～３４では、冷却速度が２０℃／分以下であった。そのため、Ｐｂ比ＲＡが１３％以下であった。その結果、試験番号４６～４８と比較して、発銹特性がさらに優れた。
　一方、試験番号３５及び３６では、Ｓ含有量が本発明の規定の下限未満であった。そのため、切削精度及び工具寿命が低く、被削性が低かった。ＭｎＳ介在物の生成が少なかったためと考えられる。
　試験番号３７及び３８では、Ｐｂ含有量が本発明の規定の上限を超えた。そのため、発銹特性が低く、延性も低かった。Ｐｂ介在物が多かったためと考えられる。
　試験番号３９及び４０では、式（１）を満たさなかった。そのため、発銹特性が低く、延性も低かった。ＭｎＳとＰｂとの複合介在物が少なく、Ｐｂ介在物が多かったためと考えられる。
　試験番号４１ではＳｉ含有量が本発明の規定の上限を超え、試験番号４２ではＡｌ含有量が本発明の規定の上限を超えた。そのため、被削性が低かった。硬質の酸化物が多量に生成したためと考えられる。
　試験番号４３ではＯ含有量が本発明の規定の下限未満であった。そのため、被削性が低かった。ＭｎＳが延伸してアスペクト比が大きかったためと考えられる。
　試験番号４４では、Ｐ含有量が本発明の規定の下限未満であった。そのため、切削精度（表面粗さ）が低かった。Ｐ含有量が低すぎたため、鋼の脆化効果が不足し、被削性が低下したためと考えられる。
　試験番号４５では、Ｃ含有量が本発明の規定の上限を超えた。そのため、工具寿命が低かった。Ｃ含有量が高すぎて鋼の強度が高かったためと考えられる。
　試験番号４９及び５０では、Ｐｂ含有量が本発明の規定の下限未満であった。そのため、被削性が低かった。
　以上、本発明の実施の形態を説明した。しかしながら、上述した実施の形態は本発明を実施するための例示に過ぎない。したがって、本発明は上述した実施の形態に限定されることなく、その趣旨を逸脱しない範囲内で上述した実施の形態を適宜変更して実施することができる。
１０　ＭｎＳ介在物
２０　Ｐｂ介在物
３０　複合介在物
 

Claims (5)

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