JP6477383B2

JP6477383B2 - 快削鋼

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Publication number: JP6477383B2
Application number: JP2015184605A
Authority: JP
Inventors: 佳祐安藤; 冨田　邦和; 邦和冨田
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2015-09-18
Filing date: 2015-09-18
Publication date: 2019-03-06
Anticipated expiration: 2035-09-18
Also published as: JP2017057475A

Description

本発明は、自動車および各種産業機械で使用される機械構造用部品として好適な快削鋼に関するものであり、特に引張強度が９００ＭＰａ以上の高強度ＢＮ快削鋼を提供するものである。

快削鋼は、低融点金属や非金属介在物を鋼中に含有させることにより、被削性を向上させたもので、非金属介在物としてはＭｎ硫化物、Ｔｉ硫化物、Ｃａ酸化物及びＢＮ介在物（以下、ＢＮ介在物を単にＢＮとすることがある。）を用いたもの、低融点金属としてはＰｂやＢｉを用いたものが種々開発されてきた。これらの快削鋼のうち、Ｐｂ快削鋼は安価で性能に優れるため広範囲に使用されてきたが、地球環境保全の観点からＰｂの適用が制限されるようになり、新たにＢＮ快削鋼への関心が高まっている。

特許文献１に記載の発明は、広範囲の用途に対応可能な、被削性の優れた機械構造用鋼に関する。特許文献１には、特定量のＢＮを鋼中に含有させることにより、ギヤ、シャフトなど種々の形状の部品加工に優れるものが記載されている。

特許文献２に記載の発明は、ＢＮを鋼中に含有させた場合に生じる機械的性質や、熱間延性を低下させることなく被削性を向上させたＢＮ快削鋼に関する。特許文献２には、エンジン部品や足回り部品などの自動車部品として好適なものが記載されている。

特許文献３に記載の発明は、調質処理を行うことなく切削加工などの仕上げ加工を施して製品とする非調質型の快削鋼に関する。特許文献３には、強度を低下させることなく、優れた被削性を得るため、ＢＮを特定量含有したＢＮ快削鋼が記載されている。

特許文献４に記載の発明は、歯車の切削等の機械加工後に実施される浸炭焼入れに代えて高周波焼入れによる表面硬化処理を可能とした快削鋼に関する。特許文献４には、微細粒子となって材料組織中に均等に分散したＢＮの潤滑効果により被削性を高めたＢＮ快削鋼が記載されている。

特許文献５には、圧延や鍛造により加工方向に展伸するＢＮに対して一定の角度の方向の疲労強度や耐衝撃特性を改善するため、硫化物を微細に分散させ、硫化物を析出核とするＢＮの悪影響を軽減させることが記載されている。

特許文献６に記載の発明は、被削性に優れた機械構造用鋼に関する。特許文献６には、Ｐｂを用いることなしに、従来のＰｂ複合添加快削鋼と同等以上の被削性を得るため、成分組成においてＡｌ、Ｂ、Ｎを複合添加し、金属組織をフェライトおよび黒鉛相とすることを特徴とするＢＮ快削鋼が記載されている。

特開昭６２−２１１３５０号公報特開平２−７３９５０号公報特開平１−２１９１４８号公報特開平５−２７１８６８号公報特開平６−１４５８９０号公報特開平６−２１２３４８号公報

ところで、快削鋼の強度が被削性に及ぼす影響については以下のことが知られている。

１．非ＢＮ快削鋼を高強度化した場合、切削温度の上昇が顕著となることから、工具側から被削材（快削鋼）側への工具形成成分の拡散が顕著となる結果、工具の拡散摩耗が顕著となり、工具寿命が大幅に短くなる。

２．一方、ＢＮ快削鋼を高強度化した場合は、切削中にＡｌＮの皮膜が工具面上に生成し、この皮膜が前述した工具の拡散摩耗を抑制するため、工具寿命が飛躍的に向上する。

切削中のＡｌＮ皮膜生成は、温度が高い方が顕著に進行するところ、高強度材ほど切削温度が高くなることから、被削材が高強度になるほどＢＮ快削鋼の工具寿命は非ＢＮ快削鋼と比較して優れることが予測される。しかし、予想に反し、特許文献１〜６に記載のＢＮ快削鋼は被削性向上に対する効果が十分とは言い難く、特に引張強度で９００ＭＰａを上回るような高強度材の場合において、被削性の低下が顕著に現れる。

そこで、本発明では上述した問題を解決し、被削性が良好で、特に工具寿命に優れた、引張強度が９００ＭＰａ以上の快削鋼を提供することを目的とする。本発明において、被削性には、工具寿命及び切り屑処理性が含まれる。

本発明者らは、上記課題を解決するため、快削鋼について、ＢＮの微細化ではなく、ＡｌＮ皮膜生成条件の観点から鋭意研究を重ねた。その結果、ＡｌＮ皮膜生成にはＢ、Ｎ、ＴｉおよびＡｌの含有量、ならびにこれら元素間の含有量バランスが大きな影響を与えることを見出した。本発明者らは更に検討を重ね、介在物に関する有用な知見をも得るに至った。即ち、より大きく、かつアスペクト比が一定値以下である介在物を存在させることが好ましいとの知見を得た。

本発明は得られた知見を基にさらに検討を加えてなされたものである。本発明の要旨は以下のとおりである。

［１］質量％で、Ｃ：０．３０％以上０．６０％以下、Ｓｉ：０．１０％超０．５０％以下、Ｍｎ：０．３０％以上１．２０％以下、Ｐ：０．０３０％以下（０％は含まず）、Ｓ：０．０１５％超０．２００％以下、Ｃｒ：０．０５％以上０．５０％以下、Ｖ：０．２５％超０．３５％以下、Ａｌ：０．０１０％以上０．０５０％以下、Ｂ：０．００３０％以上０．０１００％以下、Ｎ：０．００７０％以上０．０２００％以下を含有し、残部はＦｅおよび不可避不純物からなる成分組成を有し、以下に示すＳ値が（１）式を満足し、引張強度が９００ＭＰａ以上である快削鋼。
Ｓ値＝（Ｂ＋Ｎ／１．７）×２Ａｌ−（１３００−ＴＳ）／１０^６
１．５×１０^−３＞Ｓ値＞１．０×１０^−４・・・（１）
ここで、各合金元素は含有量（質量％)、ＴＳは切削時点での引張強度（ＭＰａ）を示す。

［２］前記成分組成に加えて更に、質量％で、Ｎｂ：０．０５０％以下、Ｔｉ：０．０５０％以下、Ｍｏ：０．５０％以下の１種以上を含む［１］に記載の快削鋼。

本発明によれば、工具寿命に優れた引張強度９００ＭＰａ以上の快削鋼が得られ、切削時の能率が向上し、産業上極めて有用である。

以下、本発明を具体的に説明する。

本発明は引張強度が９００ＭＰａ以上の快削鋼である。疲労強度向上の観点から、引張強度９２５ＭＰａ以上とすることが好ましい。

本発明において、快削鋼の成分組成を上記の範囲に限定した理由について説明する。なお、成分に関する「％」表示は特に断らない限り質量％を意味するものとする。

［成分］
Ｃ：０．３０％以上０．６０％以下
Ｃは焼入性および被削性に大きな影響を及ぼす元素である。その含有量が０．３０％未満では、その効果に乏しく、被削性のうちの切り屑処理性を充分に確保できない。一方、０．６０％を超えると、硬度が顕著に上昇し、工具寿命が低下する。従って、含有量は０．３０％以上０．６０％以下とした。好ましくは０．４０％以上０．５０％以下の範囲である。

Ｓｉ：０．１０％超０．５０％以下
Ｓｉは切屑処理性を向上させるのに有用な元素であり、その含有量が０．１０％以下では、充分な向上効果が得られない。一方、０．５０％超になるとフェライトの硬化が顕著となり、被削性のうちの工具寿命が低下してしまうため、含有量は０．１０％超０．５０％以下とした。好ましくは０．２０％以上０．４０％以下の範囲である。

Ｍｎ：０．３０％以上１．２０％以下
Ｍｎは工具寿命の向上に有効なＭｎＳを生成させるために必要な元素である。その含有量が０．３０％未満では、充分な量のＭｎＳを生成することが出来ないため工具寿命の向上効果が認められない。一方、１．２０％を超えると焼入性が向上し、硬度上昇が顕著となり、工具寿命が低下するため、含有量は０．３０％以上１．２０％以下とした。好ましくは０．６０％以上０．９０％以下の範囲である。

Ｐ：０．０３０％以下（０％は含まず）
Ｐは固溶強化能の高い元素であり、フェライトの硬化を通して工具寿命を低下させるため、少ない方が良い。従って、含有量は０．０３０％以下（０％は含まず）とした。好ましくは０．０１５％以下（０％は含まず）である。一方、０．００３％未満までのＰの低減は脱Ｐのためのコストが過大となるので、製造コストの観点から、Ｐ含有量の下限は０．００３％とすることが好ましい。

Ｓ：０．０１５％超０．２００％以下
Ｓは工具寿命の向上に有効なＭｎＳを生成させるために必要な元素である。その含有量が０．０１５％以下では、充分な量のＭｎＳを生成することが出来ないため工具寿命の向上効果が認められない。よって、Ｓ含有量は０．０１５％超とする。一方、過剰な添加は、疲労強度および靭性を低下させるため、上限を０．２００％とした。好ましくは０．０３０％以上０．１００％以下の範囲である。

Ｃｒ：０．０５％以上０．５０％以下
Ｃｒは、焼入性の向上に有効な元素であるが、含有量が０．０５％に満たないとその効果に乏しく、一方０．５０％を超えると、焼入れ性が向上し、硬度上昇が顕著となるだけでなく、固溶Ｃ、Ｎの固定により、歪時効が起こりにくくなり、被削性が低下する。よって、Ｃｒ含有量は０．０５％以上０．５０％以下の範囲に限定した。好ましくは０．１０％以上０．３０％以下の範囲である。

Ｖ：０．２５％超０．３５％以下
Ｖは冷却中に炭化物、炭窒化物を析出して引張強度及び疲労強度の向上に寄与するため、０．２５％を超えて含有させる。一方、０．３５％を超えて含有した場合、析出量が多すぎて硬度上昇が顕著となり、工具寿命が低下するため、Ｖ含有量は０．２５％超０．３５％以下の範囲に限定した。好ましくは０．２８％以上０．３２％以下の範囲である。

Ａｌ：０．０１０％以上０．０５０％以下
Ａｌは脱酸に必要な元素であり、また、ＢＮ快削鋼においては工具面上にＡｌＮ皮膜を生成させ、拡散摩耗、すなわち被削材側への工具材成分拡散による摩耗を抑制するために必要な元素であるが、０．０１０％未満ではその効果が十分に得られない。一方、０．０５０％を超えると、その効果が飽和するとともに連続鋳造時のノズル詰まりの発生や、アルミナクラスター介在物の発現により疲労強度や工具寿命の低下を招くことから、Ａｌ含有量は０．０１０％以上０．０５０％以下の範囲に限定した。好ましくは０．０２０％以上０．０４０％以下の範囲である。

Ｂ：０．００３０％以上０．０１００％以下
Ｂは工具寿命の向上に有効なＢＮ介在物を生成させるために必要な元素であり、本発明の根幹に関わる重要な元素である。その含有量が０．００３０％未満では、充分な量のＢＮ介在物を生成することが出来ないため工具寿命の向上効果が認められない。一方、０．０１００％を超えると焼入性が向上し、硬度上昇が顕著となるため工具寿命が低下する。従って、含有量は０．００３０％以上０．０１００％以下とした。好ましくは０．００４０％以上０．００８０％以下の範囲である。

Ｎ：０．００７０％以上０．０２００％以下
Ｎは工具寿命の向上に有効なＢＮ介在物を生成させるために必要な元素であり、本発明の根幹に関わる重要な元素である。その含有量が０．００７０％未満では、充分な量のＢＮ介在物を生成することが出来ないため工具寿命の向上効果が認められない。一方、０．０２００％を超えると熱間延性が低下するため、Ｎ含有量は０．００７０％以上０．０２００％以下の範囲に限定した。好ましくは０．０１００％以上０．０１５０％以下の範囲である。

残部はＦｅおよび不可避不純物である。

以上が本発明の基本成分組成であるが、さらに特性を向上させる場合、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｍｏのうち、１種以上を含有することができる。

Ｎｂ：０．０５０％以下
Ｎｂは、結晶粒を微細化し、粒界を強化して疲労強度向上に寄与するため、含有する場合は、少なくとも０．００５％以上とすることが好ましい。一方、その効果は０．０５０％で飽和し、かつ、コスト増になるため、上限を０．０５０％とした。

Ｔｉ：０．０５０％以下
Ｔｉは組織を微細にして粒界を強化し、疲労強度を向上させる効果を有する。このような効果を発揮させるためには、０．００５％以上の含有が好ましいが、その効果は０．０５０％で飽和し、かつ、コスト増になるため、含有する場合は、０．０５０％以下とする。

Ｍｏ：０．５０％以下
Ｍｏは強度を向上させるため、含有する場合は、少なくとも０．０５％以上とすることが好ましい。一方、その効果は０．５０％で飽和し、かつ、コスト増になるため、上限を０．５０％とした。

［Ｓ値について］
本発明では、各々の元素が単に上記の範囲を満足するだけでは不十分であり、次式の関係を満足させることが重要である。
Ｓ値＝（Ｂ＋Ｎ／１．７）×２Ａｌ−（１３００−ＴＳ）／１０^６
１．５×１０^−３＞Ｓ値＞１．０×１０^−４・・・（１）
ここで、各合金元素は含有量（質量％)、ＴＳは切削時点での引張強度（ＭＰａ）を示す。

切削時点での被削材の引張強度が上昇するにつれて、工具寿命は低下するため、切削時点の強度に応じた、最適なＢ、Ｎおよび、Ａｌ量が存在する。Ｓ値は切削時点での引張強度が９００ＭＰａ以上の場合において工具寿命向上に有効なＡｌＮ皮膜生成に影響するパラメータで、Ｂ、Ｎおよび、Ａｌの必要量をあらわす。Ｓ値が１．０×１０^−４以下であると工具面上にＡｌＮ皮膜が充分に生成しないため、工具寿命の向上効果が認められない。一方、Ｓ値が１．５×１０^−３以上になるとＡｌＮ皮膜が安定的に生成しないため、工具寿命の向上効果が認められない。そのため、Ｓ値は、１．５×１０^−３＞Ｓ値＞１．０×１０^−４とする。なお、切削時点における被削材の引張強度とは、切削開始直前の引張強度を指す。

[介在物]
鋼中介在物として１ｍｍ^２あたりに円相当径で２μｍ以上かつアスペクト比で１５以下のＢＮ及びＭｎＳが合計で３００個以上存在
ＢＮおよびＭｎＳ介在物は存在しさえすれば被削性が向上するが、大きいほど向上度合いが大きい。また、アスペクト比が小さいほど、構成刃先が小型化するため、面粗さが向上し、良好な工具寿命が得られる。このような効果を得るため、１ｍｍ^２あたり、円相当径で２μｍ以上かつアスペクト比で１５以下のＢＮ及びＭｎＳが合計で３００個以上存在することが好ましい。

上記介在物は、快削鋼のＬ方向断面にて観察する。介在物の円相当径は４００倍の光学顕微鏡による観察像を画像解析装置で解析することにより求めることができる。

本発明に係る快削鋼は、所定の成分組成に溶製した溶鋼を鋳造後、所望の形状に熱間圧延、あるいは熱間圧延材を再加熱後に熱間鍛造して製造する。その後、切削開始までにミクロ組織、強度を調整するために焼ならしや時効処理等の熱処理を実施しても構わない。

以下、実施例に従って、本発明の構成および作用効果をより具体的に説明する。しかし、本発明は下記の実施例によって制限を受けるものではなく、本発明の趣旨に適合し得る範囲内にて適宜変更することも可能であり、発明鋼は何れも本発明の技術的範囲に含まれる。

表１に示す成分組成の鋼を溶製し、熱間圧延により５０ｍｍφの丸棒鋼に調整した。得られた丸棒鋼を１２５０℃に加熱し、仕上げ温度１１００℃で３０ｍｍφに熱間鍛造した。なお、鍛造後の冷却速度は０．７℃／秒で室温まで冷却した。表中に示すＮｏ．１〜１５、Ｎｏ．１６〜３６はそれぞれ発明鋼と比較鋼である。表１中Ｓ値の表記において、「Ｅ−０Ｘ」は「×１０^−Ｘ」を意味する。例えば、「Ｅ−０４」との記載は「×１０^−４」を意味する。

得られた各丸棒鋼に対して、組織観察、切削試験、引張試験、小野式回転曲げ疲労試験、シャルピー衝撃試験および介在物調査を実施した。以下にそれぞれの調査内容について詳細に説明する。

組織観察
組織観察は、熱間鍛造により得られた直径３０ｍｍφの丸棒鋼から試験片を採取し、鍛造方向に平行な垂直断面（Ｌ断面）について、研磨後ナイタールで腐食し、光学顕微鏡または走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用い、断面組織観察（２００倍）により相の種類を同定し、各相の面積率を求めた。

切削（外周旋削）試験
切削試験は、最初に外周を１ｍｍ切削して表面のスケール、脱炭層を除去後、表２に示す条件で実施し、工具寿命及び切り屑処理性を評価した。切り屑処理性の試験では、送り条件が３つあり、切削速度条件が５つあるため、各条件をそれぞれ組み合わせて１５通りの条件で試験した。工具寿命の試験では横逃げ面摩耗幅ＶＢ＝０．２ｍｍとなる切削時間が１５（ｍｉｎ）以上を合格とし、切り屑処理性の試験では評価点２０点以下を合格とした。

引張試験
引張試験はＪＩＳ４号引張試験片を３０ｍｍφの丸棒鋼中心部から採取し、ＪＩＳＺ２２４１号に準拠して引張試験を行い引張強度（ＴＳ）を調査した。

回転曲げ疲労特性
直径３０ｍｍφの丸棒鋼から、平行部直径８ｍｍの試験片を採取した。得られた試験片に対して、小野式回転曲げ疲労試験機を用い、回転数：３０００ｒｐｍで実施し、１０^７回を疲労限度として、回転曲げ疲労強度を測定した。４００ＭＰａ以上を合格とした。

シャルピー衝撃試験
シャルピー衝撃試験はＪＩＳ３号試験片を３０ｍｍφの丸棒鋼中心部から採取し、室温での衝撃値を評価した。７Ｊ／ｃｍ^２以上を合格とした。

介在物調査
直径３０ｍｍφの丸棒鋼の中間部（Ｄ／４位置（Ｄ:直径））において、圧延方向と平行な１ｍｍ^２の領域に存在するＢＮ、ＭｎＳの円相当径、アスペクト比、総個数を画像解析装置により求めた。なお、画像解析装置には、倍率×４００の光学顕微鏡による観察像を入力した。

以上の結果を表３に示す。

本発明鋼（Ｎｏ．１〜１５）はいずれも引張強度９００ＭＰａ以上であり、比較鋼（Ｎｏ．１６〜３６）に対し、優れた工具寿命と切り屑処理性を有していることが認められた。また、介在物調査では、ＢＮ及びＭｎＳが確認された。

比較鋼Ｎｏ．１６はＣ含有量が本発明範囲より低い。そのため、焼入れ性に乏しく、引張強度と回転曲げ疲労強度が低下した。また、切屑が折れにくくなるため、切屑処理性も劣っていた。

比較鋼Ｎｏ．１７は、Ｃ含有量が本発明範囲より高いために、硬度上昇が顕著となり、工具寿命が低下した。

比較鋼Ｎｏ．１８はＳｉ含有量が本発明の範囲よりも低く、フェライトの脆化が不充分となり、切屑が折れにくいため、切屑処理性が低下した。

比較鋼Ｎｏ．１９はＳｉ含有量が本発明の範囲よりも高い。そのため、フェライトの硬化が顕著となり、工具寿命が低下した。

比較鋼Ｎｏ．２０はＭｎ含有量が本発明範囲より低い。そのため、焼入れ性に乏しく、引張強度と回転曲げ疲労強度が低下した。また、十分な量のＭｎＳを生成することができないため、工具寿命が低下した。

比較鋼Ｎｏ．２１はＭｎ含有量が本発明の範囲より高いために、焼入性が向上し、硬度上昇が顕著となる。そのため、工具寿命が低下した。

比較鋼Ｎｏ．２２は、Ｐ含有量が本発明の範囲より高い。そのため、フェライトの硬化が顕著となり、工具寿命が低下した。また、粒界強度が不足し、回転曲げ疲労強度と衝撃値も低下した。

比較鋼Ｎｏ．２３はＳ含有量が本発明範囲より低い。そのため、十分な量のＭｎＳを生成することができず、工具寿命が低下した。

比較鋼Ｎｏ．２４はＳ含有量が本発明範囲より高い。そのため、疲労破壊の起点となるＭｎＳの生成量が多くなり、回転曲げ疲労強度と衝撃値が低下した。

比較鋼Ｎｏ．２５は、Ｃｒ含有量が本発明の範囲より低い。そのため、焼入れ性に乏しく、引張強度と回転曲げ疲労強度が低下した。

比較鋼Ｎｏ．２６は、Ｃｒ含有量が本発明の範囲より高いために、焼入性が向上し、硬度上昇が顕著となる。そのため、工具寿命が低下した。

比較鋼Ｎｏ．２７は、Ｖ含有量が本発明の範囲より低い。そのため、析出硬化能に乏しく、引張強度と回転曲げ疲労強度が低下した。

比較鋼Ｎｏ．２８は、Ｖ含有量が本発明の範囲より高いために、硬度上昇が顕著となる。そのため、工具寿命が低下した。

比較鋼Ｎｏ．２９は、Ａｌ含有量が本発明の範囲より低い。そのため、工具面上にＡｌＮ皮膜が充分に生成されず、工具寿命が低下した。

比較鋼Ｎｏ．３０は、Ａｌ含有量が本発明の範囲より高いために、硬質のアルミナ系酸化物が増加し、工具寿命と回転曲げ疲労強度が低下した。

比較鋼Ｎｏ．３１は、Ｂ含有量が本発明の範囲より低く、充分な量のＢＮ介在物が生成されず、工具面上にＡｌＮ皮膜が充分に生成しないため、工具寿命が低下した。

比較鋼Ｎｏ．３２は、Ｂ含有量が本発明の範囲より高いために、焼入性が向上し、硬度上昇が顕著となる。そのため、工具寿命と衝撃値が低下した。

比較鋼Ｎｏ．３３は、Ｎ含有量が本発明の範囲より低く、充分な量のＢＮ介在物が生成されず、工具面上にＡｌＮ皮膜が充分に生成しないため、工具寿命が低下した。

比較鋼Ｎｏ．３４は、Ｎ含有量が本発明の範囲より高い。そのため、熱間加工時に割れが発生し、試験を実施することができなかった。

比較鋼Ｎｏ．３５は、本発明成分範囲内であるが、Ｓ値が本発明の範囲より低い。そのため、工具面上にＡｌＮ皮膜が充分に生成されず、工具寿命が低下した。

比較鋼Ｎｏ．３６は、本発明成分範囲内であるが、Ｓ値が本発明の範囲より高いため、ＡｌＮ皮膜が安定的に生成しない。そのため、工具寿命が低下した。

Claims

質量％で、Ｃ：０．３０％以上０．６０％以下、Ｓｉ：０．１０％超０．５０％以下、Ｍｎ：０．３０％以上１．２０％以下、Ｐ：０．０３０％以下（０％は含まず）、Ｓ：０．０１５％超０．２００％以下、Ｃｒ：０．０５％以上０．５０％以下、Ｖ：０．２５％超０．３５％以下、Ａｌ：０．０１０％以上０．０５０％以下、Ｂ：０．００３０％以上０．０１００％以下、Ｎ：０．００７０％以上０．０２００％以下を含有し、残部はＦｅおよび不可避不純物からなる成分組成を有し、以下に示すＳ値が（１）式を満足し、引張強度が９００ＭＰａ以上であり、介在物として１ｍｍ^２あたりに円相当径で２μｍ以上かつアスペクト比で１５以下のＢＮ及びＭｎＳが合計で３００個以上存在する快削鋼。
Ｓ値＝（Ｂ＋Ｎ／１．７）×２Ａｌ−（１３００−ＴＳ）／１０^６、
１．５×１０^−３＞Ｓ値＞１．０×１０^−４・・・（１）
ここで、各合金元素は含有量（質量％)、ＴＳは切削時点での引張強度（ＭＰａ）を示す。
前記成分組成に加えて更に、質量％で、Ｎｂ：０．０５０％以下、Ｔｉ：０．０５０％
以下、Ｍｏ：０．５０％以下の１種以上を含む請求項１に記載の快削鋼。