JP2004176176A

JP2004176176A - 被削性に優れる鋼

Info

Publication number: JP2004176176A
Application number: JP2003374511A
Authority: JP
Inventors: Masayuki Hashimura; 雅之橋村; Atsushi Mizuno; 水野　　淳; Koichi Isobe; 浩一磯部; Kenichiro Naito; 賢一郎内藤; Hiroshi Hagiwara; 博萩原
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2002-11-15
Filing date: 2003-11-04
Publication date: 2004-06-24
Anticipated expiration: 2023-11-04
Also published as: JP4264329B2

Abstract

【課題】工具寿命と、切削面性状の良好な被削性に優れる鋼を提供する。
【解決手段】Ｃ：０．００５〜０．２％，Ｓｉ：０．００１〜０．５％，Ｍｎ：０．５〜３．０％，Ｐ：０．００１〜０．２％，Ｓ：０．１〜０．５％，Ｂ：０．０００５超〜０．０５％，ｔｏｔａｌ−Ｎ：０．００２〜０．０２％，ｔｏｔａｌ−Ｏ：０．０００５〜０．０３５％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなり、ミクロ組織においてパーライト面積率が５％以下であることを特徴とする被削性に優れる鋼。
【選択図】図１

Description

本発明は、自動車や一般機械などに用いられる鋼に関するもので、特に切削時の工具寿命と切削表面粗さおよび切り屑処理性に優れた被削性に優れた鋼に関する。

一般機械や自動車は多種の部品を組み合わせて製造されているが、その部品は要求精度と製造効率の観点から、多くの場合、切削工程を経て製造されている。その際、コスト低減と生産能率の向上が求められ、鋼にも被削性の向上が求められている。特に従来ＳＵＭ２３やＳＵＭ２４Ｌは被削性を重要視して開発されてきた。これまで被削性を向上させるためにＳ，Ｐｂなどの被削性向上元素を添加するのが有効であることが知られている。しかし、需要家によってはＰｂは環境負荷として使用を避ける場合も有り、その使用量を低減する方向にある。

これまでもＰｂを添加しない場合にはＳのようにＭｎＳのような切削環境下で軟質となる介在物を形成して被削性を向上させる手法が使われている。しかし、いわゆる低炭鉛快削鋼ＳＵＭ２４Ｌにも低炭硫黄快削鋼ＳＵＭ２３と同量のＳが添加されており、被削性向上には従来以上のＳ量を添加する必要がある。しかし、多量のＳ添加ではＭｎＳを単に粗大にするだけで、被削性向上に有効なＭｎＳ分布にならないだけでなく、圧延、鍛造等において破壊起点になって圧延疵等の製造上の問題を多く引き起こす。さらに、ＳＵＭ２３をベースとする硫黄快削鋼では構成刃先が付着しやすく、構成刃先の脱落および切り屑分離現象に伴う、切削表面に凹凸が生じ、表面粗さが劣化する。切り屑処理性においても、切り屑が短く分断しやすい方が良好とされているが、単なるＳ増量添加だけではマトリックスの延性が大きいため、十分に分断されず、大きく改善できなかった。

さらに、Ｓ以外の元素、Ｔｅ，Ｂｉ，Ｐ等も被削性向上元素として知られているが、ある程度被削性を向上させることができても、圧延や熱間鍛造時に割れを生じ易くなるため、極力少ない方が望ましいとされている。（例えば、特許文献１、特許文献２、特許文献３、特許文献４参照。）。

特開平９−７１８４０号公報特開２０００−１６０２８４号公報特開２０００−２１９９３６号公報特開２００１−３２９３３５号公報

本発明は、圧延や熱間鍛造における不具合を避けつつ工具寿命と表面粗さの両者を改善し、従来の低炭鉛快削鋼と同等以上の被削性を有する鋼を提供する。

切削は切り屑を分離する破壊現象であり、それを促進させることが一つのポイントとなる。この効果はＳを単純に増量するだけでは限界がある本発明者らは、Ｓを増量するだけでなく、マトリックスを脆化させることで破壊を容易にして工具寿命を延長するとともに切削表面の凹凸を抑制することで被削性が向上することを知見した。

本発明は上記知見に基づいてなされたもので、その要旨は次のとおりである。

（１）質量％で、Ｃ：０．００５〜０．２％，Ｓ：０．１〜０．５％，Ｂ：０．０００５〜０．０５％を含み、Ｍｎ／Ｓ：１．２〜２．８で、かつミクロ組織においてパーライト面積率が５％以下であることを特徴とする被削性に優れる鋼。

（２）質量％で、Ｃ：０．００５〜０．２％，Ｓｉ：０．００１〜０．５％，Ｍｎ：０．５〜３．０％，Ｐ：０．００１〜０．２％，Ｓ：０．１〜０．５％，ｔｏｔａｌ−Ｎ：０．００２〜０．０２％，ｔｏｔａｌ−Ｏ：０．０００５〜０．０３５％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなり、ミクロ組織においてパーライト面積率が５％以下であることを特徴とする被削性に優れる鋼。

（３）前記鋼において、質量％で、さらに、Ｂ：０．０００５〜０．０５％を含有することを特徴とする（２）記載の被削性に優れる鋼。

（４）前記鋼において、Ｍｎ／Ｓ：１．２〜２．８であることを特徴とする（２）または（３）記載の被削性に優れる鋼。

（５）（１）〜（４）のいずれかの項に記載の鋼で、抽出レプリカ法にて採取して透過型電子顕微鏡で観察するＭｎＳに関し、鋼材の圧延方向と平行な断面において円相当径にて０．１〜０．５μｍのものの存在密度が１０，０００個／mm² 以上であることを特徴とする被削性に優れる鋼。

（６）前記鋼において、Ａｌ：０．０１％以下に制限することを特徴とする（１）〜（５）のいずれかの項に記載の被削性に優れる鋼。

（７）前記鋼が、質量％で、さらに、Ｖ：０．０５〜１．０％，Ｎｂ：０．００５〜０．２％，Ｃｒ：０．０１〜２．０％，Ｍｏ：０．０５〜１．０％，Ｗ：０．０５〜１．０％の１種または２種以上を含有することを特徴とする（１）〜（６）のいずれかの項に記載の被削性に優れる鋼。

（８）前記鋼が、質量％で、さらに、Ｎｉ：０．０５〜２．０％，Ｃｕ：０．０１〜２．０％の１種または２種を含有することを特徴とする（１）〜（７）のいずれかの項に記載の被削性に優れる鋼。

（９）前記鋼が、質量％で、さらに、Ｓｎ：０．００５〜２．０％，Ｚｎ：０．０００５〜０．５％の１種または２種を含有することを特徴とする（１）〜（８）のいずれかの項に記載の被削性に優れる鋼。

（１０）前記鋼が、質量％で、さらに、Ｔｉ：０．０００５〜０．１％，Ｃａ：０．０００２〜０．００５％，Ｚｒ：０．０００５〜０．１％，Ｍｇ：０．０００３〜０．００５％の１種または２種以上を含有することを特徴とする（１）〜（９）のいずれかの項に記載の被削性に優れる鋼。

（１１）前記鋼が、質量％で、さらに、Ｔｅ：０．０００３〜０．０５％，Ｂｉ：０．００５〜０．５％，Ｐｂ：０．０１〜０．５％の１種または２種以上を含有することを特徴とする（１）〜（１０）のいずれかの項に記載の被削性に優れる鋼。

以上説明したように、本発明は切削時の工具寿命と切削表面粗さおよび切り屑処理性に優れた特性を有するため自動車用部材、一般機械用部材に用いることが可能となる。

本発明は、鉛を添加することなく、十分な被削性、特に良好な表面粗さを有する鋼を得るものである。そのため、鋼のミクロ組織は極力均一な方がよく、鋼中のパーライトの分布ですら、不均一の原因となり、表面粗さを低下させる原因であることを見出した。そのため、均質化を徹底するためにパーライトの面積率を制限することで良好な表面粗さと工具寿命特性を得るものである。次に、本発明で規定する鋼成分の限定理由を説明する。

Ｃは、鋼材の基本強度と鋼中の酸素量に関係するので被削性に大きな影響を及ぼす。Ｃを多量に添加して強度を高めると被削性を低下させるのでその上限を０．２％とした。一方、被削性を低下させる硬質酸化物生成を防止しつつ、凝固過程でのピンホール等の高温での固溶酸素の弊害を抑制するため、酸素量を適量に制御する必要がある。単純に吹錬によってＣ量を低減させすぎるとコストが嵩むだけでなく、鋼中酸素量が多量に残留してピンホール等の不具合の原因となる。従って、ピンホール等の不具合を容易に防止できるＣ量０．００５％を下限とした。Ｃ量の好ましい下値は０．０５％である。

Ｓｉの過度な添加は硬質酸化物を生じて被削性を低下させるが、適量の添加は酸化物を軟質化させ、被削性を低下させることが多いのでその上限は０．５％であり、それ以上では硬質酸化物を生じる。０．００１％以下では酸化物の軟質化が困難になるとともに工業的にはコストがかかる。

Ｍｎは、鋼中硫黄をＭｎＳとして固定・分散させるために必要である。また鋼中酸化物を軟質化させ、酸化物を無害化させるために必要である。その効果は添加するＳ量にも依存するが、０．２％以下では添加ＳをＭｎＳとして十分に固定できず、ＳがＦｅＳとなり脆くなる。Ｍｎ量が大きくなると素地の硬さが大きくなり被削性や冷間加工性が低下するので、３．０％を上限とした。

Ｐは、鋼中において素地の硬さが大きくなり、冷間加工性だけでなく、熱間加工性や鋳造特性が低下するので、その上限を０．２％にしなければならない。一方、被削性向上に効果がある元素で下限値を０．００１％とした。

Ｓは、Ｍｎと結合してＭｎＳ介在物として存在する。ＭｎＳは被削性を向上させるが、伸延したＭｎＳは鍛造時の異方性を生じる原因の一つである。大きなＭｎＳは避けるべきであるが、被削性向上の観点からは多量の添加が好ましい。従ってＭｎＳを微細分散させることが好ましい。Ｐｂを添加しない場合の被削性の向上には０．１％以上の添加が必要である。一方、０．５％を超えると粗大ＭｎＳ生成の確率が高くなり、更に熱間変形特性の低下から製造中の疵の発生が増加する恐れがあるので、これを上限とした。

Ｎ（ｔｏｔａｌ−Ｎ）は、固溶Ｎの場合、鋼を硬化させる。特に切削においては動的ひずみ時効によって刃先近傍で硬化し、工具の寿命を低下させるが、切削表面粗さを改善する効果もある。またＢと結びついてＢＮを生成して被削性を向上させる。０．００２％以下では固溶窒素による表面粗さ向上効果やＢＮによる被削性改善効果が認められないので、これを下限とした。また０．０２％を越えると固溶窒素が多量に存在するためかえって工具寿命を低下させる。また鋳造途中に気泡を生成し、疵などの原因となる。従って本発明ではそれらの弊害が顕著になる０．０２％を上限とした。

Ｏ（ｔｏｔａｌ−Ｏ）は、フリーで存在する場合には冷却時に気泡となり、ピンホールの原因となる。また酸化物を軟質化し、被削性に有害な硬質酸化物を抑制するためにも制御が必要である。さらにＭｎＳの微細分散させる際にも析出核として酸化物を利用する。０．０００５％未満では十分にＭｎＳを微細分散させることができず、粗大なＭｎＳを生じ、機械的性質にも悪影響を及ぼす。従って０．０００５％を下限とした。さらに酸素量０．０３５％を越えると鋳造中に気泡となりピンホールとなるため、０．０３５％以下とした。

パーライト面積率を５％以下とする理由について説明する。一般に炭素を含む鋼を変態点以上の温度から冷却すると、フェライト−パーライト組織となる。本発明の対処となるＣ量の比較的少ない鋼の場合、変態点（Ａ３点）以上の温度から空冷後、切り出してその内部を鏡面研磨してナイタールでエッチングすると、図１のようなミクロ組織を観察することができる。黒い粒がパーライトと呼ばれるフェライトとセメンタイトの複合組織であるが、通常、このようにナイタールによって黒く見える粒は白くみえるフェライト粒よりも硬質であり、鋼の変形／破断挙動において局部的にフェライト粒とは異なる挙動を示す。このことは切削において切りくずの破断挙動において、均一変形／破断を阻害するため、構成刃先の生成に大きく関与し、さらには切削面の表面粗さを劣化させる。従って、Ｃに起因する組織的不均一を極力排除することが重要である。そこでナイタールでエッチングされる黒い粒をパーライト粒とみなし、このパーライト粒が多すぎると組織不均一を引き起こし、表面粗さ劣化の原因になるのでその面積率を５％以下に制限した。図４にパーライト面積率と表面粗さの関係を示した。

ここで測定方法の詳細に関して述べる。圧延または鍛造後の鋼の長手方向断面（Ｌ断面）に切断、樹脂埋め込みサンプルを鏡面研磨し、ナイタールエッチングした。ナイタールにて黒色にエッチングされたものの内、灰色のＭｎＳを除いた粒径（円相当径）１μｍ以上の粒を画像処理装置で解析し、その面積率を求めた。面積率測定の画像処理時に、黒色に見えるパーライトに合わせた“しきい値”設定で画像濃淡を合わせ、グレーに見える介在物（ＭｎＳ等）を画面上から消すことで、パーライトのみを測定対象とした。この時の認識最小パーライトは約１μｍであるが、１μｍ未満のパーライトは被削性に影響を及ぼさないので、認識されなくても影響はない。

本発明での測定視野は、１視野０．２mm² （０．４mm×０．５mm）を４００倍以上の倍率で２０視野測定し、計４mm² の面積について、パーライト面積率を算出した。

ＢはＢＮとして析出すると被削性向上に効果がある。これらの効果は０．０００５％以下では顕著でなく、０．０５％を超えて添加してもその効果が飽和し、ＢＮが多く析出しすぎるとかえって鋳造特性、熱間変形特性の劣化から製造中に割れを生じる。そこで０．０００５〜０．０５％を範囲とした。

Ｍｎ／Ｓに関してはすでに熱間延性に大きく影響し、通常、Ｍｎ／Ｓ＞３でなければ製造性を大きく低下させることが知られている。その原因はＦｅＳの生成であるが、本発明においては、低Ｃかつ高Ｓの領域ではその比率をさらに低下させることができることを見出しＭｎ／Ｓ：１．２〜２．８に規制した。Ｍｎ／Ｓ：１．２以下ではＦｅＳが多く生成し、熱間延性を極端に低下させ、製造性を大きく低下させる。Ｍｎ／Ｓ：２．８以上では硬さが上昇し、更に微細ＭｎＳが生成しずらくなるので被削性が低下する。従って、Ｍｎ／Ｓの値は１．２〜２．８とすることが好ましい。

図２に発明鋼のＭｎＳをレプリカ法を用い、透過型電子顕微鏡にて観察した例を示す。従来鋼の成分範囲で従来どおりの熱履歴であれば図２（ｂ）に示すような、粗大なＭｎＳのみとなり、表面粗さを小さくすることができない。本発明では、Ｍｎ／Ｓ：１．２〜２．８と規定することで図２（ａ）に示すような微細なＭｎＳを生成させることができる。この微細なＭｎＳは連続鋳造やインゴットによる鋳造後、９００℃以上の加熱を繰り返すことにより、個数を増加させることができる。

次に、本発明では、抽出レプリカ法にて採取して透過型電子顕微鏡で観察するＭｎＳに関し、鋼材の圧延方向と平行な断面において、円相当径で、０．１〜０．５μｍ以下のものの存在密度が１０，０００個／mm² 以上であることが好ましい。

なお、ＭｎＳとは、純粋なＭｎＳのみならず、ＭｎＳを主体に含み、Ｆｅ，Ｃａ，Ｔｉ，Ｚｒ，Ｍｇ，ＲＥＭ等の硫化物がＭｎＳと固溶したり結合して共存している介在物や、ＭｎＴｅのようにＳ以外の元素がＭｎと化合物を形成してＭｎＳと固溶・結合して共存している介在物や、酸化物を核として析出した上記介在物が含まれるものであり、化学式では、（Ｍｎ，Ｘ）（Ｓ，Ｙ）（ここで、Ｘ：Ｍｎ以外の硫化物形成元素、Ｙ：Ｓ以外でＭｎと結合する元素）として表記できるＭｎ硫化物系介在物を総称して言うものである。

Ａｌは脱酸元素で鋼中ではＡｌ₂ Ｏ₃ やＡＩＮを形成する。しかし、Ａｌ₂ Ｏ₃ は硬質なので切削時に工具損傷の原因となり、摩耗を促進させる。そこでＡｌ₂ Ｏ₃を多量に生成しない０．０１％以下に制限した。特に工具寿命を優先させる場合には０．００５％以下が好ましい。

次に、本発明においては、上述した成分に加え、Ｖ，Ｎｂ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｗ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｓｕ，Ｚｎ，Ｔｉ，Ｃａ，Ｚｒ，Ｍｇ，Ｔｅ，Ｂｉ，Ｐｂの１種または２種以上を必要に応じて添加することができる。

Ｖは、炭窒化物を形成し、二次析出硬化により鋼を強化することができる。０．０５％以下では高強度化に効果はなく、１．０％を超えて添加すると多くの炭窒化物を析出し、かえって機械的性質を損なうので、これを上限とした。

Ｎｂも炭窒化物を形成し、二次析出硬化により鋼を強化することができる。０．００５％以下では高強度化に効果はなく、０．２％を超えて添加すると多くの炭窒化物を析出し、かえって機械的性質を損なうので、これを上限とした。

Ｃｒは、焼入れ性向上、焼戻し軟化抵抗付与元素である。そのため高強度化が必要な鋼には添加される。その場合、０．０１％以上の添加を必要とする。しかし多量に添加するとＣｒ炭化物を生成し脆化させるため、２．０％を上限とした。

Ｍｏは、焼戻し軟化抵抗を付与するとともに、焼入れ性を向上させる元素である。０．０５％未満ではその効果が認められず、１．０％を超えて添加してもその効果が飽和しているので、０．０５％〜１．０％を添加範囲とした。

Ｗは、炭化物を形成し、二次析出硬化により鋼を強化することができる。０．０５％以下では高強度化に効果はなく、１．０％を超えて添加すると多くの炭化物が析出し、かえって機械的性質を損うので、これを上限とした。

Ｎｉは、フェライトを強化し、延性を延性向上させるとともに焼入れ性向上、耐食性向上にも有効である。０．０５％未満ではその効果は認められず、２．０％を超えて添加しても、機械的性質の点では効果が飽和するので、これを上限とした。

Ｃｕは、フェライトを強化し、焼入れ性向上、耐食性向上にも有効である。０．０１％未満ではその効果は認められず、２．０％を超えて添加しても、機械的性質の点では効果が飽和するので、これを上限とした。特に熱間延性を低下させ、圧延時の疵の原因となりやすいので、Ｎｉと同時に添加することが好ましい。

Ｓｎは、フェライトを脆化させ、工具寿命を延ばすとともに、表面粗さ向上に効果がある。０．００５％未満ではその効果は認められず、２．０％を超えて添加しても、機械的性質の点では効果が飽和するので、これを上限とした。

Ｚｎは、フェライトを脆化させ、工具寿命を延ばすとともに、表面粗さ向上に効果がある。０．０００５％未満ではその効果は認められず、０．５％を超えて添加しても、機械的性質の点では効果が飽和するので、これを上限とした。

Ｔｉも炭窒化物を形成し、鋼を強化する。また脱酸元素でもあり、軟質酸化物を形成させることで被削性を向上させることが可能である。０．０００５％以下ではその効果が認められず、０．１％を超えて添加してもその効果が飽和する。また、Ｔｉは高温でも窒化物となりオーステナイト粒の成長を抑制するので上限を０．１％とした。尚、ＴｉはＮと化合してＴｉＮを形成するが、ＴｉＮは硬質物質で被削性を低下させる。また被削性向上に有効なＢＮを造るのに必要なＮ量を低減させる。そのためＴｉ添加量は０．０１０％以下が好ましい。

Ｃａは、脱酸元素であり、軟質酸化物を生成し、被削性を向上させるだけでなく、ＭｎＳに固溶してその変形能を低下させ、圧延や熱間鍛造してもＭｎＳ形状の伸延を抑制する働きがある。したがって異方性の低減に有効な元素である。０．０００２％未満ではその効果は顕著ではなく、０．００５％以上添加しても歩留まりが極端に悪くなるばかりでなく、硬質のＣａＯを大量に生成し、かえって被削性を低下させる。したがって成分範囲を０．０００２〜０．００５％と規定した。

Ｚｒは、脱酸元素であり、酸化物を生成する。酸化物はＭｎＳの析出核になりＭｎＳの微細均一分散に効果がある。またＭｎＳに固溶してその変形能を低下させ、圧延や熱間鍛造してもＭｎＳ形状の伸延を抑制する働きがある。したがって異方性の低減に有効な元素である。０．０００５％未満ではその効果は顕著ではなく、０．１％以上添加しても歩留まりが極端に悪くなるばかりでなく、硬質のＺｒＯ₂ やＺｒＳなどを大量に生成し、かえって被削性を低下させる。従ってＺｒの添加の範囲を０．０００５〜０．１％と規定した。なお、ＭｎＳの微細分散を図る場合には、ＺｒとＣａとの複合添加が好ましい。

Ｍｇは、脱酸元素であり、酸化物を生成する。酸化物はＭｎＳの析出核になりＭｎＳの微細均一分散に効果があり異方性の低減に有効な元素である。０．０００３％未満ではその効果は顕著ではなく、０．００５％以上添加しても歩留まりが極端に悪くなるばかりで効果は飽和する。従ってＭｇの添加範囲を０．０００３〜０．００５％と規定した。

Ｔｅは、被削性向上元素である。またＭｎＴｅを生成したり、ＭｎＳと共存することでＭｎＳの変形能を低下させてＭｎＳ形状の伸延を抑制する働きがある。したがって異方性の低減に有効な元素である。この効果は０．０００３％未満では認められず、０．０５％を超えると効果が飽和する。

ＢｉおよびＰｂは、被削性向上に効果のある元素である。その効果は０．００５％以下では認められず、０．５％を超えて添加しても被削性向上効果が飽和するだけでなく、熱間鍛造特性が低下して疵の原因となりやすい。

Ｐｂは、被削性向上に効果のある元素である。その効果は０．０１％以下では認められず、０．５％を超えて添加しても被削性向上効果が飽和するだけでなく、熱間鍛造特性が低下して疵の原因となりやすい。

本発明の効果を実施例によって説明する。表１、表２（表１のつづき１）、表３（表１のつづき２）、表４（表１のつづき３）、表５、表６（表５のつづき）に示す供試材のうち、実施例Ｎｏ．６は２７０ｔ転炉で、その他は２ｔ真空溶解炉で溶製後、ビレットに分解圧延、さらにφ６０mmに圧延した。

材料は熱処理され、発明例に関してはその成分によって熱処理条件を変更した。

表１〜表６においての熱処理の項で、焼準と記された実施例は９２０℃で１０min 以上保持し、空冷したものである。ＱＴと記された発明例は９２０℃から圧延ライン後端の水槽に投入して急冷後、焼鈍にて７００℃で１時間以上保持した。これによりパーライト面積率を調整した。発明例でもＣ量が低いものは焼準でもパーライト面積率を低減することができる。

ＭｎＳ密度は凝固時の冷却速度を制御することにより調整した。冷却速度を増大させると微細ＭｎＳが生成しやすくなる。

表１〜表６の実施例１〜４７に示す材料の被削性評価はドリル穿孔試験で表７に切削条件を示す。累積穴深さ１０００mmまで切削可能な最高の切削速度（いわゆるＶＬ１０００、単位はｍ／min ）で被削性を評価した。

さらに、切削における表面品質を示す切削表面粗さを評価した。その切削条件を表８に、その評価方法（以後、プランジ切削試験と記す）の概要を図３（ａ），（ｂ）に示す。プランジ切削試験では工具は短時間切削を繰り返す。一回の切削で工具は被削材長手方向に動かず、回転している被削材中心に向かって動くため、短時間の切削後、工具は引き抜かれるが、その形状は基本的には工具は刃先形状が被削材表面に転写される。構成刃先の付着や工具の磨耗損傷によりこの転写された切削面の表面粗さは影響を受ける。この表面粗さを表面粗さ計で測定した。その結果を図４に示す。１０点表面粗さＲｚ（μｍ）を表面粗さを示す指標とした。

円相当径にて０．１〜０．５μｍの寸法のＭｎＳの測定は、φ５０mm圧延後の圧延方向と平行な断面のＱ部より抽出レプリカ法にて採取して過型電子顕微鏡にて行った。測定は１００００倍で１視野８０μｍ² を４０視野以上行い、それを１平方ミリメートル当たりのＭｎＳ数に換算して算出した。

切り屑処理性に関しては切り屑のカール時の曲率が小さいもの、あるいは分断されているものが好ましい。そこで切り屑が２０mmを超えた曲率半径で３巻き以上連続してカールして長く延びた切り屑を不良とした。巻数が多くとも曲率半径が小さいもの、あるいは曲率半径が大きくとも切り屑長さが１００mmに達しなかったものは良好とした。

熱間延性の評価は高温引張試験により行った。６００℃〜１２００℃の各温度で引張試験を行い、８００〜１０００℃付近での絞り値が５０％未満のものを×、５０％以上のものを○とした。

発明例１〜３８および４５〜４７はいずれも比較例３９〜４４に対してドリル工具寿命に優れるとともに、プランジ切削における表面粗さが良好であった。これはＢによってフェライトが局部的に脆化され、表面創成がスムーズに行われたために良好な表面粗さを得られたと考えられる。

これらの表面粗さの改善効果はＳが０．５％超の場合に顕著であるが、Ｓ量がそれより少ない場合でも切り屑処理性に効果が見られた。

さらにＭｎとＳの比率が従来鋼によく見られる３程度でも効果が認められるが、Ｍｎ／Ｓを小さくすると、より工具寿命が向上するとともに、表面粗さも向上する。ただし比較例３６のようにＭｎ／Ｓが小さすぎるとＦｅＳが生成するため、圧延割れを生じる。Ｃ量を若干変更した場合（表１、表２および表５、表６の実施例３５〜３８および４５〜４７）でもＢを大量に添加すること、さらにパーライト面積率を制御することで良好な工具寿命と切削表面粗さを得ることができた。

本発明による鋼のフェライト・パーライト組織を示す顕微鏡写真である。（ａ）は本発明によるＭｎＳの微細分散状態を示す顕微鏡写真で、（ｂ）は従来鋼における粗大ＭｎＳの存在状態を示す顕微鏡写真である。（ａ），（ｂ）はプランジ切削試験を示す図である。パーライト面積率と表面粗さの関係を示す図である。

Claims

質量％で、Ｃ：０．００５〜０．２％，Ｓ：０．１〜０．５％，Ｂ：０．０００５〜０．０５％を含み、Ｍｎ／Ｓ：１．２〜２．８で、かつミクロ組織においてパーライト面積率が５％以下であることを特徴とする被削性に優れる鋼。
質量％で、
Ｃ：０．００５〜０．２％，
Ｓｉ：０．００１〜０．５％，
Ｍｎ：０．２〜３．０％，
Ｐ：０．００１〜０．２％，
Ｓ：０．１〜０．５％，
ｔｏｔａｌ−Ｎ：０．００２〜０．０２％，
ｔｏｔａｌ−Ｏ：０．０００５〜０．０３５％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなり、ミクロ組織においてパーライト面積率が５％以下であることを特徴とする被削性に優れる鋼。
前記鋼において、質量％で、さらに、Ｂ：０．０００５〜０．０５％を含有することを特徴とする請求項２記載の被削性に優れる鋼。
前記鋼において、Ｍｎ／Ｓ：１．２〜２．８であることを特徴とする請求項２または３記載の被削性に優れる鋼。
請求項１〜４のいずれかの項に記載の鋼で、抽出レプリカ法にて採取して透過型電子顕微鏡で観察するＭｎＳに関し、鋼材の圧延方向と平行な断面において円相当径にて０．１〜０．５μｍのものの存在密度が１０，０００個／mm² 以上であることを特徴とする被削性に優れる鋼。
前記鋼において、Ａｌ：０．０１％以下に制限することを特徴とする請求項１〜５のいずれかの項に記載の被削性に優れる鋼。
前記鋼が、質量％で、さらに、Ｖ：０．０５〜１．０％，Ｎｂ：０．００５〜０．２％，Ｃｒ：０．０１〜２．０％，Ｍｏ：０．０５〜１．０％，Ｗ：０．０５〜１．０％の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１〜６のいずれかの項に記載の被削性に優れる鋼。
前記鋼が、質量％で、さらに、Ｎｉ：０．０５〜２．０％，Ｃｕ：０．０１〜２．０％の１種または２種を含有することを特徴とする請求項１〜７のいずれかの項に記載の被削性に優れる鋼。
前記鋼が、質量％で、さらに、Ｓｎ：０．００５〜２．０％，Ｚｎ：０．０００５〜０．５％の１種または２種を含有することを特徴とする請求項１〜８のいずれかの項に記載の被削性に優れる鋼。
前記鋼が、質量％で、さらに、Ｔｉ：０．０００５〜０．１％，Ｃａ：０．０００２〜０．００５％，Ｚｒ：０．０００５〜０．１％，Ｍｇ：０．０００３〜０．００５％の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１〜９のいずれかの項に記載の被削性に優れる鋼。
前記鋼が、質量％で、さらに、Ｔｅ：０．０００３〜０．０５％，Ｂｉ：０．００５〜０．５％，Ｐｂ：０．０１〜０．５％の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１〜１０のいずれかの項に記載の被削性に優れる鋼。