CN101331242A - 切削性优异的低碳硫易切削钢 - Google Patents

Abstract

一种切削性优异的低碳硫易切削钢，其特征在于，含有C：0.02～0.15质量％、Si：0.004质量％以下(不含0％)、Mn：0.6～3质量％、P：0.02～0.2质量％、S：0.35～1质量％、Al：0.005质量％以下(不含0％)、O：0.008～0.03质量％、N：0.007～0.03质量％，余量是Fe和不可避免的杂质，并且，Mn含量[Mn]和S含量[S]的比[Mn]/[S]处于3～4的范围，并且满足式(1)，式(1)为10·[C]×[Mn]^－0.94+1226·[N]²≤1.2…(1)，并且，(1)式中的[C]、[Mn]和[N]分别表示C、Mn和N的以质量％计的含量。

Description

切削性优异的低碳硫易切削钢

技术领域

本发明涉及一种不使用对人体有害的Pb，而发挥着良好的切削加工面粗糙度的低碳硫易切削钢。

背景技术

低碳硫易切削钢除了汽车的变速箱的液压零件以外，还被作为对强度没有什么特别需要的螺钉和打印机轴(printer shaft)等的小件零件用钢而通用。另外，对切削加工面粗糙度、切屑处理性有进一步要求时，则采用在上述低碳硫易切削钢中添加铅(Pb)的铅-硫磺易切削钢。

易切削钢中所含的Pb是对改善切削性极为有效的元素，但却被指责为对人体存在有害性，另外，在熔炼时的铅的烟尘和切削屑等的处理的点上也有很多问题，从而就要求不添加Pb(无Pb)而发挥良好的切削性。

在低碳硫易切削钢中，为了在无Pb的前提下改善切削性，至今为止也提出有各种各样的技术。例如在专利文献1中，提出通过控制硫化物系夹杂物在大小来改善切削性(加工面粗糙度和切屑处理性)的技术。另外在专利文献2中公开，为了控制硫化物系夹杂物的尺寸，适当控制钢中氧很重要。此外还提出，通过规定钢中的氧化物系夹杂物来改善切削性的技术(例如专利文献3)。另外，在专利文献4中，提出规定MnS，控制铸造前的游离氧浓度而改善切削性的技术。

另一方面，还提出通过适当规定钢材的化学成分组成，从而改善切削性的技术(例如专利文献5～7)。

至今为止提出的技术，均是在提高易切削钢的切削性的观点上有用，但是特别在成形加工中的加工面粗糙度这一点上，实际情况是并没有取得等同于含Pb钢的良好的切削性。

另外，作为无Pb钢所期望的特性，除了上述这样的切削性以外，生产性良好也很重要。如果从这一观点出发，则其可以通过连续铸法制造，不会发生表面瑕疵，而且能够容易地实施轧制也成为必要的条件。然而，连续铸造工艺被认为不利于使钢材的切削性良好，能够通过连续铸造工艺以良好的生产性制造切削性优异的易切削钢也成为重要的课题。

作为根据表面性状和内部品质良好且成品率优良的连续铸造法而得到的切削性(加工面粗糙度)优异的易切削钢，例如也提出有专利文献8这样的技术。在该技术中公开，通过使钢中的氧含量比较多，含有达100～300ppm，以及含有比现有多的N，可以抑制在切削中生成于工具面的积屑瘤，能够以成品率优良的连接铸造法得到切削性优异的易切削钢。

然而，若同时提高氧和N，则容易发生因(CO气体+N₂气体)引起的气孔，反而使钢材的加工面粗糙度劣化。

专利文献1：特开2003-253390号公报专利权利要求的范围等

专利文献2：特开平9-31522号公报专利权利要求的范围等

专利文献3：特开平10-158781号公报专利权利要求的范围等

专利文献4：特开2005-23342号公报利权利要求的范围等

专利文献5：特开2001-152281号公报专利权利要求的范围等

专利文献6：特开2001-152282号公报专利权利要求的范围等

专利文献7：特开2001-152283号公报专利权利要求的范围等

专利文献8：特开平5-345951号公报专利权利要求的范围等

发明内容

本发明着眼于上述这种情况而做，其目的在于，提供一种低碳硫易切削钢，其能够抑制气孔的生成，同时，即使无Pb也可发挥出良好的切削性(特别是加工面粗糙度)，并且能够通过连续铸造法以良好的生产性进行制造。

能够达成上述目的的所谓本发明的低碳硫易切削钢，具有如下几点要旨，含有：

C：0.02～0.15％(质量％的意思，下同)、

Si：0.004％以下(不含0％)、

Mn：0.6～3％、

P：0.02～0.2％、

S：0.35～1％、

Al：0.005％以下(不含0％)、

O：0.008～0.03％、

N：0.007～0.03％，余量是Fe和不可避免的杂质，并且，Mn含量[Mn]和S含量[S]的比[Mn]/[S]处于3～4的范围，并且满足下式(1)。

10·[C]×[Mn]^-0.94+1226·[N]²≤1.2…(1)

其中，[C]、[Mn]和[N]分别表示C、Mn和N的质量百分比含量。

在本发明的低碳硫易切削钢中，作为化学成分，(1)使固溶N量为0.002～0.02％，(2)将Ti、Cr、Nb、V、Zr和B之中的1种以上合计抑制在0.02％以下(不含0％)也有用，通过满足这些条件，能够进一步改善本发明的低碳硫易切削钢的特性。另外，优选在铸造时，通过施加100～500Gauss的磁场的电磁搅拌而制造，如此可使表面性状更为良好。

根据本发明，通过控制钢材中的C、Mn和N的含量而使之满足规定的关系式，而能够抑制气孔的生成，同时应用连续铸造法也能够以良好的生产性制造加工面粗糙度良好的低碳硫易切削钢。

附图说明

图1是将(1)式的左边的值和切削加工面粗糙度(最大高度Rz)的关系与磁场的有无共同加以表示的曲线图。

具体实施方式

易切削钢的加工面粗糙度，很大程度上依赖于积屑瘤的生成、大小、形状和均一性。所谓积屑瘤就是在工具的刀头上堆积有被削材的一部分，其事实上作为工具的一部分(切削刃)动作的现象，由于该生成举动而使加工面粗糙度降低。该积屑瘤虽然只在一定的条件下生成，但是通常所实施的切削条件都是积屑瘤容易生成的条件。

这样的积屑瘤其大小的变动被认为会带来致命性的缺陷，但是另一方面，其对于保护工具刀头而使工具寿命的高也有效果。因此，完全使积屑瘤不存在并不能说是上策，而是需要使积屑瘤稳定地生成，并使其大小和形状均一化。

为了稳定地使积屑瘤生成，并使其大小和形状均一化，重要的是在被切削部分的一次剪切域、二次剪切域中，使微小裂纹大量生成。为了使这种微小裂纹大量生成，就需要大量导入裂纹生成点。而且，作为微小裂纹的生成点，已知MnS系夹杂物有用。但是，并不是全部的MnS系夹杂物都会作为微小裂纹生成点而起作用，只有大型且球状的(即，宽度大的)MnS才能奏效。在所述的一次剪切域、二次剪切域中MnS会延伸，但若被延伸得过细，则大部分会与矩阵一样，不会成为微小裂纹的导入点。由此可见，需要预先将被削材的MnS系夹杂物控制为大型、球状。

可是，为了使MnS系夹杂物大型、球状化，一般已知钢中的氧(总氧量)会对此造成影响(例如所述专利文献2)。钢中的氧越多，认为硫化物直径越大。因此，为了使MnS系夹杂物大型、球状化，需要一定程度地增加钢中的氧浓度。另外，同时为了使成为微小裂纹生成点的MnS系夹杂物增加，需要相对于现有的易切削钢(例如JIS SUM23、SUM24L)进一步提高Mn浓度、S浓度。

根据本发明者们的研究，还判明钢中的固溶N也很大程度上关系到微小裂纹的生成，通过适当地调整其量，能够实现切削性良好的易切削钢。在前述的一次剪切域、二次剪切域中，若位置稍有不同，则温度差异很大。而且，若固溶N存在一定量，则由于各位置的温度会导致变形阻抗不同。因为该差异会成为微小裂纹的生成点，所以将固定固溶N的成分，即，将容易生成氮化物的成分的Ti、Cr、Nb、V、Zr、B控制在规定量以下，在确保固溶N上有效。

借助上述这样的2个现象，即(1)MnS系夹杂物的大型、球状化，(2)固溶N的增大等，发现可以使积屑瘤稳定地生成，并使其大小和形状均一化，作为结果是，钢材的成形加工中的加工面粗糙度划时代地提高，能够发挥出等同于Pb易切削钢的特性。

在本发明的易切削钢中，也需要适当地规定其化学成分组成，作为其基本成分的C、Si、Mn、P、S、Al、O和N的范围限定理由如下。

[C：0.02～0.15％]

C在确保钢的强度上是不可缺少的元素，另外通过在规定量以上添加，也具有改善加工面粗糙度的作用。为了发挥这样的效果，需要使之含有0.02％以上。然而，若过剩地含有，则切削加工时的工具寿命降低，切削性变差，另外，还将诱发因铸造时的CO气体发生而引起的瑕疵发生。从这一观点出发，C含量在0.15％以下为宜。还有，C含量的优选下限为0.05％，优选上限为0.12％。

[Si：0.004％以下(不含0％)]

Si在通过固溶强化来确保强度方面是有效的元素，但是其基本上作为脱氧剂起作用并生成SiO₂。而且，虽然该SiO₂导致夹杂物组成成为MnO-SiO₂-MnS系，但是若Si超过0.004％，则该夹杂物中的SiO₂浓度变高，将不能确保MnS中的O浓度，从而使加工面粗糙度劣化。从这一观点出发，需要使Si含量为0.004％以下，优选为0.003％以下。

[Mn：0.6～3％]

Mn使淬火性提高，促进贝氏体组织的生成，具有使切削性提高的作用。另外，在强度确保方面也是有效的元素。此外，其与S结合形成MnS，或者与O结合而生成MnO，生成MnO-MnS复合夹杂物，由此具有使切削性提高的作用。为了发挥这些作用，需要Mn含量为0.6％以上，但是若超过3％，则强度过度上升，切削性降低。还有，Mn含量的优选下限为1％，优选上限为2％。

[P：0.02～0.2％]

P发挥着使加工面粗糙度提高的作用。另外，由于容易使切屑中的裂纹传播容易，因此其还具有使切屑处理性显著提高的作用。为了发挥这样的效果，需要P含量至少为0.02％以上。然而，若P含量过剩，则热加工性劣化，因此需要为0.2％以下。还有，P含量的优选下限为0.05％，优选上限为0.15％。

[S：0.35～1％]

S在钢中与Mn结合成为MnS，成为切削加工时应力集中源，其使切屑容易分割，是用于提高切削性的有用的元素。为了发挥这一效果，S含量需要为0.35％以上。然而，若S含量过剩而超过1％，则招致热加工性的降低，优选上限为0.8％。

[Total.Al：0.005％以下(不含0％)]

Al在利用固溶强化带来的强度的确保和脱氧上是有用的元素，但是其作为强力的脱氧剂起作用而形成氧化物(Al₂O₃)。由于该Al₂O₃致使夹杂物成为MnO-Al₂O₃-MnS系，但是若Al含量超过0.005％，则该夹杂物中的Al₂O₃浓度变高，将不能确保MnS中的氧浓度，使加工面粗糙度恶化。还有，优选上限为0.003％，更优选为0.001％以下。

[O：0.008～0.03％]

O与Mn结合而生成MnO。另外，MnO大量含有S，会形成MnO-MnS复合夹杂物。而且，因为该MnO-MnS复合夹杂物难以通过轧制延伸，从而以比较接受球状的状态存在，所以在切削加工时作为应力集中源而发挥作用。因此，O可以积极地添加，但是低于0.008％时其效果小，另一方面，若超过0.03％使之含有，则会使钢锭中发生因CO气体引起的内部缺陷。由此，需要O含量(总氧量)为0.008～0.03％的范围。

在钢水中，O(Total Oxygen)生成MnO，另外，MnO大量含有S，会形成MnO-MnS复合夹杂物。其后在凝固过程中，以这些MnO-MnS复合夹杂物为核而析出MnS，在铸片(由连续铸造得到的铸片)中，以MnS为主体的MnO-MnS复合夹杂物生成。该铸片其后在加热后，被进行开坯轧制、线材轧制(或棒钢轧制)，但以MnS为主体的MnO-MnS复合夹杂物含有O越多，则越难以通过开坯轧制、线材轧制(或棒钢轧制)而延伸，在最终制品(铸材和棒钢)中成为大型、球状的MnS。

考虑到如此的机理时，O(Total Oxygen)越高越好，因此虽然存在下限值，但实际上也存在上限值。说明其理由。O(Total Oxygen)由作为氧化物存在的氧和熔解在铁水中的溶存氧(游离氧)构成。作为氧化物存在的氧，即MnO中的O是非常有用的氧，但游离氧(O)在凝固过程中与铁水中的碳(C)反应，变成CO气体[C+O＝CO(gas)]，若不将其很好地消除，则会成为气孔。另外在本发明中，因为还提高N，所以在凝固过程中，温度降低并且钢水中的氧溶解度减少，而生成N+N＝N₂(gas)的反应，形成气孔。即，气孔的生部分为CO(gas)+N₂(gas)。

因此，本发明的主旨是，使该CO(gas)+N₂(gas)的生成量处在气孔不发生的范围，并使游离氧(O)和氮(N)最大。另外，即使气孔发生，借助在连续铸造的铸模内进行的电磁搅拌，也能够将气孔向外排出，因此除了成分以外，利用电磁搅拌也有改善的余地。

在这些的设想之下，游离氧(O)无论由什么决定，对其调查的结果判明，其主要由Mn含量[Mn]和S含量[S]决定。因此，能够通过[C]、[Mn]和[S]控制CO(gas)的发生量，根据其中添加了[N]的前述(1)式，能够使CO(gas)+N₂(gas)的发生量明确化，从而能够控制气孔(详情后述)。

还有，从防止CO气体引起的内部缺陷这一观点出发，虽然钢水中的游离氧(O)根据[C]和[N]或电磁搅拌条件也会有所不同，但优选控制在大概0.0050％以下左右。还有，钢中的O含量(总氧量)的优选下限为0.01％，优选上限为0.03％。

[N：0.007～0.03％]

N是对于积屑瘤的生成量造成影响的元素，其含量会带给加工面粗糙度以影响。当N含量低于0.007％时，积屑瘤的生成量过多，使加工面粗糙度劣化。另外，N具有容易在组织中的位错上偏析的性质，在切削时向位错上偏析而使母材脆化，使生成的裂纹容易传播，从而也会的高切屑断裂性(切屑处理性)。然而，若N含量变得过剩而超过0.03％，则在铸造时发生气泡(blow hole)，容易构成铸锭的内部缺陷和表面瑕疵，因此需要将其抑制在0.03％以下。还有，N含量优选下限为0.005％，优选上限为0.025％。

在本发明的低碳硫易切削钢中，仅仅以上述方式规定化学成分组成还不能达成本发明的目的，还需要将Mn含量[Mn]和S含量[S]的比控制在适当的范围内，并且使之满足前述(1)式的关系。这些范围限定理由如下。

([Mn]/[S]：3～4)

[Mn]/[S]是对热加工时的裂纹等产生影响的重要的因素，若相对于S含量Mn缺乏([Mn]/[S]＜3)，则FeS容易生成，这成为热裂纹的原因。该比[Mn]/[S]的值在3～4的范围内时，相对于S而确保有，因此需要的充分量的Mn，不会生成FeS，将发挥能够防止热裂纹这样的效果，但是，若[Mn]/[S]＞4则该效果饱和，且由[Mn]和[S]决定的游离氧(O)降低，历此加工面粗糙度劣化。

(10·[C]×[Mn]^-0.94+1226·[N]²≤1.2)

为了使气孔生成防止和切削性确保并立，而需要满足上述的关系。若其左边的值(10·[C]×[Mn]^-0.94+1226·[N]²)大得超过1.2，则气孔将生成。其左边的优选值为1.1以下，更优选为0.9以下。

上式(1)的关系是通过进行各种的实验机时求得的，对其原委进行说明。溶存于钢水中的碳(C)、氧[

游离氧(O)：正确地说所谓游离氧是氧活度]和氮(N)，在凝固时，首先由于固液分配而发生显微偏析，在液体侧稠化。另外，液体中的(C)、(O)和(N)由于温度降低而溶液度减少，由此而发生C+O＝CO(gas)、N＝1/2 N₂(gas)的反应，若该部位压力占优势，则在钢水中的液体侧发生气泡。所谓该部位的压力，主要是大气压+钢水静压+液体和气体的界面能/气泡直径，钢水静压小的，在弯月面(meniscus)附近容易发生。该气体(气泡)的成分为CO(gas)。如果该气体(气泡)由于密度差而浮起，并从钢水向脱离到大气中，则在铸片上不会作为气孔残存，但是，若其被凝固的结晶等捕捉到，则会作为气孔而成为铸片的缺陷。

由于上述的机理被推定，所以气孔的生成被认为依存于碳浓度[C]、游离氧浓度[O]和氮浓度[N]。因此，在热力学上认为能够以下式(2)～(7)表示。

CO(gas)＝[C]+[O]                        …(2)

K_CO＝(a_C·a_o)/P_CO＝f_C[C]·f_O[O])/P_CO    …(3)

logK_CO＝-1160/T-2.003                   …(4)

C^C _L＝C^C ₀/{1-(1-k_C)f}                    …(5)

C^O _L＝C^O ₀/{1-(1-k_O)f}                    …(6)

P_CO＝(f_C·f_o·C^C ₀·C^O ₀)/

[{1-(1-k_C)f}{1-(1-k_O)f}K_CO]             …(7)

首先，考虑上式(2)(从右进行到左时)。(2)式的反应系数K_CO如(3)式所示，受C的活度系数(f_C)，C含量[C]、O的活度系数(f_O)、O含量[O]、CO分压(P_CO)左右。该数值被(4)式左右。在此T为绝对温度。另外，C含量[C]、O含量[O]为显微偏析的浓度，因此如(5)式和(6)式采用Sheil的式求得。在此，C^C ₀、C^O ₀分别表示铸造前的、即初期的钢水的C含量[C]、O浓度[O]，C^C _L、C^O _L分别表示凝固中(固相、液相共存状态)的液相的C含量[C]、O浓度[O]，是显微偏析而稠化的浓度。若将其代入上式(3)，则CO分压(P_CO)由(7)式表示。还有，f是固相率，k_C、k_O分别表示C和O的平衡分配系数。

另一方面，关于N同样如下述(8)式～(12)式所示。

1/2N₂(gas)＝[N]    …(8)

$K_{N_2}=\left(a_N\right)/\√P_{N_2}=f_N\left[N\right]/\√P_{N_2}...\left(9\right)$

$\log K_{N_2}=-518/T-1.063...\left(10\right)$

C^N _L＝C^N _o/{1-(1-k_N)f}    …(11)

$\√P_{N_2}=(f_N\·{C^N}_0)/\{1-(1-K_N)f\}{K}_{N_2}...\left(12\right)$

即，上式(8)的反应系数K_N2能够由(9)式表示，热力学数值由(10)式表示。另外，显微偏析时的钢水侧的N浓度[N]能够由(11)式表示，若将其代入(9)式，则N₂分压(P_N2)由(12)式表示。

如此推定的(7)式和(12)式的分压的和(P_CO+P_N2)如下式(13)所示，超过外压(大气压)+钢水静压+液体和气体的界面能/气泡直径时，则形成气孔。

P_g≥P_a+ρLgh+2σ/r    …(13)

P_a：外压

ρLgh：液体静压

σ：液体和气体的界面能

r：气泡直径

根据具有这一物理性意味的计算方法，对于计算的(P_CO+P_N2)验证气孔的发生频度，其结果可知，若(P_CO+P_N2)超过1.2atm，则气孔发生。

本发明者们研究使(P_CO+P_N2)指数化。[C]和[N]虽然能够通过在线分析简单地测定，但[O]需要使用游离氧计进行测定。另外，通过测定，误差还很大。因此，研究游离氧浓度[O]由什么决定时可知，其由Mn浓度[Mn]和S浓度(S含量)[S]决定。还可知这是由于在钢水中，O成为MnO-MnS的氧化物-硫化物。由此，气孔的发生的有无明确为由[C]、[Mn]、[S]和[N]的关系式表示。另一方面，由于[Mn]和[S]具有[Mn]/[S]＝3～4的关系，所以若还考虑此关系，则明确气孔的发生的有无大体由[C]、[Mn]和[N]的有关系式表示。

在这一设想下，P_CO基于所述(7)式，与[C]和[O]成比例，但是在此由于[O]与[Mn]有关系，所以根据(7)式的右边和[Mn]等的数据，实验性地求得P_CO＝10[C]·[Mn]^-0.94。另一方面，P_N2基于前式(12)，由于与[N]²成比例，所以根据(12)式的右边的乘以2和[N]等的数据，实验性地求得P_N2＝1226·[N]²。

而且，若P_CO+P_N2(＝10·[C]×[Mn]^-0.94+1226·[N]²)变大，则气孔发生，表面瑕疵产生，但不仅气孔当然发生，同时对加工面粗糙度也造成影响。关于_CO+P_N2与加工面粗糙度的关系，如后述图1所示，可知不论表面瑕疵的有无，在加工面粗糙度中，其阈值都为1.2左右。

在本发明的低碳硫易切削钢中，除上述成分以外基本上由铁构成，但在此以外也能够含有微量成分，含有这样的成分也包含在本发明的技术范围内。另外，在本发明的低碳硫易切削钢中，含有不可避免的杂质(例如Cu、Sn、Ni等)，但其被允许在不损害本发明的效果的程度下含有。

在本发明的低碳硫易切削钢中，根据需要，(1)使固溶N量为0.002～0.02％，和(2)将Ti、Cr、Nb、V、Zr和B之中1种以上合计抑制在0.02％以下(不含0％)也有用，其范围限定理由如下。

[固溶N量：0.002～0.02％]

如上述，钢中的固溶N关系到微小裂纹的生成，通过适当地调整其量，能够实现切削性良好的易切削钢。为了发挥这样的效果，可以将钢中的固溶N量确保在0.002％以上，但是若超过0.02％，则表面瑕疵增加。

[Ti、Cr、Nb、V、Zr和B之中的1种以上：合计0.02％以下(不含0％)]

这些元素是与N结合而成生氮化物的成分，若其量多，则固溶N量减少，从而不能确保固溶N的需要量。由此，这些成分合计抑制在0.02％以下为宜。

当制造本发明的低碳硫易切削钢时，基本上根据连续铸造法制造，但其具体的制造步骤例如按以下方式即可。首先，用转炉降低C，使C浓度在0.04％以下，制作出钢水中的游离氧(溶存氧)高的状况。这时的游离氧优选为500ppm以上。其次，在出钢该钢水时，添加Fe-Mn合金和Fe-S合金等的合金。这些合金虽然作为杂质含有Si和Al，但是由于在转炉出钢时的高氧钢水中添加它们，致使Si和Al被氧化而成为SiO₂和Al₂O₃，另外在其后的钢水处理时，其浮起分离并进入到炉渣中，从而残留在钢中的Si和Al降低而成为目标浓度。在该处理中，重要的是在转炉出钢时，添加用于成分调整而添加的Fe-Mn合金和Fe-S合金等的70％以上，以降低Al、Si，而在钢水处理时添加其余的30％以下。通过遵循如此步骤，可以使Si在0.004％以下。

优选在此铸造时通过施加规定的磁场的搅拌来进行制造。上述这样的电磁搅拌，是从降低在凝固时生成的气孔以防止瑕疵，使表面性状良好的观点出发而进行的，但是并用这样的电磁搅拌，在MnS的大型、球状化和气孔的生成抑制并立上极其有用。进行这样的电磁搅拌时，施加的磁场为100～500Gauss左右为宜。当磁场的强度低于100Gauss时，不能发挥电磁搅拌的效果，若超过500Gauss，则连接铸造铸模内的钢水流速加剧，会卷入模具支架等，铸造本身困难。

以下，列举实施例更具体地说明本发明，但是本发明当然不受下述实施例的限制，在符合前、述后的宗旨的范围内也可以加以变更实施，这些均包含在本发明的技术范围内。

实施例

使用3t规模的感应炉、100t的转炉和铸桶等构成的钢水处理设备，使Si、Mn、S、Al、N等的含量变化，熔炼各种钢水。这时，通过使添加的Fe-Mn合金和Fe-S合金中的Si浓度和Al浓度变化，对于Si和Al进行调整。在将如此得到的钢水在规定的铸模中进行铸造之前，使用游离氧探测器(商品名“HYOP10A-C150”ヘレウスエレクトロナイト社制)进行测定，作为游离氧浓度。

另外，在进行截面为300mm×430mm的初扎钢坯连续铸造或用3t规模感应炉时，使用与初扎钢坯铸片为同样的冷却速度进行设计的铸铁制的铸模(截面尺寸为300mm×430mm)，对钢水进行铸造。这时，根据需要对铸模施加磁场而进行电磁搅拌。

从得到的铸片(或者铸锭)的表面附近的急冷部进行取样，实施化学分析，测定成分组成。其结果显示在下述表1中。

对于得到的铸片，以1250℃在1小时加热后进行开坯轧制(截面尺寸：155mm×155mm)，其后轧制到并进行酸洗，成为

的磨棒供切削试验。这时，轧制在1000℃下实施，通过强制冷却从800℃冷却到500℃，其平均冷却速度约为1.5℃/秒。另外，钢材温度的测定利用放射温度计进行。

对于各钢板根据下述的方法测定固溶N量，并且以下述的条件进行切削试验。另外，切削试验后的加工面的评价和钢坯的表面瑕疵的评价基准如下。

(固溶N的测定)

固溶N根据总N(惰性气体融解热传导度法)与化合物N(用10％乙酰丙酮(acetylacetone)+1％四甲基氯化铵(tetramethyl ammonia chloride)+甲醇溶液溶解萃取，用1μm过滤器提取→用靛酚(indophenol)吸光光度计)的差求得。

(切削试验条件)

工具：高速度工具钢SKH4A

切削速度：100m/分

送给：0.01mm/rev

切削深度：0.5mm

切削油：氯系的不水溶性切削油剂

切削长度：500m

(评价基准)

加工面评价：基于JIS B 0601(2001)，根据最大高度Rz评价表面粗糙度。

表面瑕疵评价：对于开坯轧制的钢坯(截面尺寸：155mm×155mm)，调查表面瑕疵，用自动见疵装置探伤，无瑕疵的情况评价为“○”，确认到瑕疵但能够用手去除的评价为“△”，用手仍不能去除的评价为“×”。

切削试验结果与(1)式的左边的值、磁场的强度等一起显示在下述表2中。

[表2]

实验N0.	(1)的左边的值	磁场(Gauss)	固溶N(质量％)	切削加工面粗糙度Rz(um)	表面由无瑕疵	备注
							1	1.293	-	0.0052	45	×	比较例
2	1.320	-	0.0138	46	×	比较例
							3	1.298	-	0.0162	43	×	比较例
4	1.292	-	0.0183	40	×	比较例
							5	1.260	-	0.0198	43	×	比较例
6	0.734	100	0.0036	17	○	参考例
							7	1.092	-	0.0140	28	△	实施例
8	1.023	-	0.0130	27	△	实施例
							9	1.174	-	0.0190	29	△	实施例
10	1.057	100	0.0120	18	○	实施例
							11	0.875	100	0.0090	17	○	实施例
12	0.833	100	0.0155	16	○	实施例
							13	0.688	100	0.0113	17	○	实施例
14	0.697	100	0.0120	21	○	实施例
							15	0.589	100	0.0080	25	○	实施例
16	1.076	500	0.0128	20	○	实施例
							17	0.770	500	0.0101	16	○	实施例
18	0.888	500	0.0120	17	○	实施例
							19	0.881	500	0.0125	19	○	实施例
20	1.013	500	0.0181	23	○	实施例
							21	0.980	500	0.0113	26	○	实施例

由这些结果可知，在满足本发明规定要件的(试验No.7～21)中，切削加工面粗糙度(最大高度Rz)微细，能够发挥出良好的切削性。特别是施加了电磁搅拌的(试验No.10～21)中，可知由气孔导致的表面瑕疵也被降低。

相对于此，在欠缺本发明规定的任意一个要件的(试验No.1～5)中，可知某一特性劣化。

另外，基于上述结果，(1)式的左边的值和切削加工面粗糙度(最大高度Rz)的关系与磁场的有无一起显示在图1中。

Claims (4)

1.一种切削性优异的低碳硫易切削钢，其特征在于，含有：

C：0.02～0.15质量％、

Si：0.004质量％以下但不含0质量％、

Mn：0.6～3质量％、

P：0.02～0.2质量％、

S：0.35～1质量％、

Al：0.005质量％以下但不含0质量％、

0：0.008～0.03质量％、

N：0.007～0.03质量％，

余量是Fe和不可避免的杂质，

并且，Mn含量[Mn]和S含量[S]的比[Mn]/[S]处于3～4的范围，并且满足(1)式，该(1)式为：

10·[C]×[Mn]^-0.94+1226·[N]²≤1.2…(1)

并且，该(1)式中的该[C]、该[Mn]和该[N]分别表示C、Mn和N的以质量百分比表示的含量。

2.根据权利要求1所述的低碳硫易切削钢，其特征在于，固溶N量为0.002～0.02质量％。

3.根据权利要求2所述的低碳硫易切削钢，其特征在于，将从Ti、Cr、Nb、V、Zr和B中选出的1种以上元素的合计含量抑制在0.02质量％以下。

4.根据权利要求1～3中任一项所述的低碳硫易切削钢，其特征在于，通过在铸造时施加100～500Gauss的磁场的电磁搅拌制造而成。

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