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WO2007046198A1 - 被削性に優れた低炭素硫黄快削鋼 - Google Patents

被削性に優れた低炭素硫黄快削鋼 Download PDF

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WO2007046198A1
WO2007046198A1 PCT/JP2006/317769 JP2006317769W WO2007046198A1 WO 2007046198 A1 WO2007046198 A1 WO 2007046198A1 JP 2006317769 W JP2006317769 W JP 2006317769W WO 2007046198 A1 WO2007046198 A1 WO 2007046198A1
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WO
WIPO (PCT)
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mass
steel
mns
less
cutting
Prior art date
Application number
PCT/JP2006/317769
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
Koichi Sakamoto
Hiroshi Yaguchi
Atsuhiko Yoshida
Goro Anan
Yoshiteru Fukuoka
Original Assignee
Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho filed Critical Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho
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Priority to CN2006800341813A priority patent/CN101268208B/zh
Priority to US11/997,612 priority patent/US8052925B2/en
Priority to CA2620388A priority patent/CA2620388C/en
Publication of WO2007046198A1 publication Critical patent/WO2007046198A1/ja

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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
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    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
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    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
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    • C21D8/0226—Hot rolling
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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21C—PROCESSING OF PIG-IRON, e.g. REFINING, MANUFACTURE OF WROUGHT-IRON OR STEEL; TREATMENT IN MOLTEN STATE OF FERROUS ALLOYS
    • C21C7/00—Treating molten ferrous alloys, e.g. steel, not covered by groups C21C1/00 - C21C5/00
    • C21C7/04—Removing impurities by adding a treating agent
    • C21C7/06—Deoxidising, e.g. killing

Definitions

  • the present invention relates to a low-carbon sulfur free-cutting steel that exhibits good cutting finish surface roughness without using Pb, which is harmful to the human body.
  • Low carbon sulfur free-cutting steel is widely used as a steel for small parts such as screw shafts that do not require so much strength, in addition to hydraulic parts for automobile transmissions.
  • lead-sulfur free-cutting steel in which lead (Pb) is added to the above low-carbon sulfur free-cutting steel is used.
  • Pb contained in free-cutting steel is an extremely effective element for improving machinability, but has been pointed out to be harmful to the human body, and it has been pointed out in the treatment of lead fumes and cutting waste during melting. There are many problems in this respect. It is required to exhibit good machinability without adding Pb (Pb-free).
  • Patent Document 1 proposes a technique for improving machinability (finished surface roughness and chip disposal) by controlling the size of sulfide inclusions.
  • Patent Document 2 shows that it is important to appropriately control oxygen in steel in order to control the size of the sulfide inclusions.
  • Patent Documents 3 to 5 propose a technique for improving machinability by defining oxide inclusions in steel.
  • Patent Documents 6 to 9 techniques that improve machinability by appropriately defining the chemical composition of steel materials have also been proposed (for example, Patent Documents 6 to 9).
  • Patent Document 1 Japanese Patent Laid-Open No. 2003-253390
  • Patent Document 2 JP-A-9-31522
  • Patent Document 3 Japanese Patent Laid-Open No. 7-173574
  • Patent Document 4 JP-A-9-71838
  • Patent Document 5 JP 10-158781 A
  • Patent Document 6 JP 2000-319753
  • Patent Document 7 Japanese Patent Laid-Open No. 2001-152281
  • Patent Document 8 JP 2001-152282 A
  • Patent Document 9 Japanese Patent Laid-Open No. 2001-152283
  • the present invention has been made by paying attention to the above-described circumstances, and its purpose is to exhibit good machinability (particularly, finished surface roughness) even when Pb-free, and to continuously
  • the object is to provide a low-carbon sulfur free-cutting steel that can be produced with high productivity by a forging method.
  • the low-carbon sulfur free-cutting steel of the present invention capable of achieving the above object is C: 0.02-0.
  • the above object can also be achieved in a low-carbon sulfur free-cutting steel having the above-described chemical component composition and satisfying the following requirement (a) or (b).
  • Solid solution Si in steel is 35ppm or less and solid solution A1 is 1ppm or less
  • the chemical component composition is as follows: (1) the amount of dissolved N is 0.002 to 0.02%; (2) Ti, Cr, Nb, V, Zr and B It is also useful to suppress one or more selected from the group consisting of 0.02% or less (excluding 0%) in total, and by satisfying these requirements, the low carbon of the present invention is reduced. The characteristics of sulfur free-cutting steel can be further improved.
  • the present invention by controlling the average O concentration in MnS in steel to be 0.4% or more, it is not necessary to increase free oxygen in molten steel (that is, high Mn A large number of useful large and spherical MnS, which are sites for generating microcracks, can be present even at high S concentrations, and low carbon sulfur free-cutting steel with good finished surface roughness can be realized.
  • the low carbon sulfur free-cutting steel of the present invention can be manufactured with high productivity even if the continuous forging method is applied by making the deoxidation operation right before forging appropriate.
  • FIG. 1 is an isothermal cross-sectional state diagram of the MnO—SiO 2 —MnS ternary system at 1250 ° C.
  • FIG. 2 is a graph showing the relationship between the O concentration in MnS and the roughness of the finished surface (maximum height Rz).
  • FIG. 3 is a graph showing the relationship between the solid solution Si concentration and the roughness of the finished surface (maximum height Rz).
  • FIG. 4 is a graph showing the relationship between the solute A1 concentration and the finished surface roughness (maximum height Rz).
  • FIG. 6 is a graph showing the relationship between the solute N concentration and the roughness of the finished surface (maximum height Rz).
  • the finish surface roughness of free-cutting steel is highly dependent on the generation, size, shape and uniformity of the constituent cutting edges.
  • the component cutting edge is a phenomenon in which a part of the work material accumulates on the cutting edge of the tool, and in effect acts as a part of the tool (cutting edge). Depending on this generation behavior, the finished surface roughness is reduced. .
  • This component cutting edge is generated only under certain conditions.
  • the cutting conditions that are implemented are the conditions that make the component cutting edges easier to generate.
  • Such a configured cutting edge is supposed to cause a fatal defect due to this variation in size, but it also has an effect of protecting the tool cutting edge and improving the tool life. Therefore, it is not a good idea to completely eliminate the constituent cutting edges, and it is necessary to stably generate the constituent cutting edges and make their sizes and shapes uniform.
  • the MnS stretches in the primary shear region and the secondary shear region, but if it is stretched and made too thin, most of it becomes the same as the matrix and does not become a site for introducing microcracks. Become. For this reason, it is necessary to control the MnS inclusions in the work material in advance to a large-size spherical shape.
  • the present inventors have examined various angular forces for effective means for large-sized 'spheroidization of MnS-based inclusions.
  • the MnS system is not necessarily increased in free oxygen concentration (ie, even if it has a high Mn and high S concentration), but does not have to increase the total oxygen concentration. Many things can be generated, This proved that the finish roughness of the steel material can be improved.
  • the solid solution Si in the steel is 0.0033% or less (35 ppm or less), and the solid solution A1 is 0.0001% or less (lppm or less).
  • the inclusion composition of the flakes is normalized with the MnO-SiO-MnS ternary system (that is, MnO, SiO and MnS
  • the O concentration in MnS is preferably 0.6% or more, more preferably 0.8% or more.
  • Si is further reduced. good.
  • solute N in steel is also greatly involved in the generation of microcracks, and by appropriately adjusting the amount thereof, machinability is improved. This makes it possible to realize free cutting steel with good quality.
  • the temperature is very different if the location is slightly different.
  • the deformation resistance varies depending on the temperature at each position. This difference becomes the site for generating microcracks, so the components that fix solute N, that is, the components that easily generate nitrides, Ti, Cr, Nb, V, Zr, and B are controlled to a predetermined amount or less. This is effective in securing solid solution N.
  • the C is an element indispensable for securing the strength of steel, and also has an effect of improving the finished surface roughness by adding a predetermined amount or more. In order to exert such effects, it is necessary to contain 0.02% or more. However, if it is contained excessively, the tool life at the time of cutting will be reduced and the machinability will be worsened, and it will be caused by the generation of CO gas during fabrication. It will induce life. From such a viewpoint, the C content is preferably 0.15% or less. The preferable lower limit of the C content is 0.05%, and the preferable upper limit is 0.12%.
  • Si Q. 004% or less (excluding 0%)
  • Si is an element that is an effective element for securing strength through solid solution strengthening. Basically, it acts as a deoxidizer to generate SiO. And this SiO makes inclusion composition MnO-SiO-
  • the Si content needs to be 0.004% or less, and preferably 0.003% or less.
  • Mn has the effect of improving hardenability, promoting the formation of a bainite structure, and improving machinability. It is also an effective element in terms of securing strength. Furthermore, it forms MnS bonded to S or forms MnO by combining with O to form MnO-MnS composite inclusions, thereby improving the machinability. In order to exert these effects, if the Mn content exceeds 3% of the force that needs to be 0.6% or more, the strength increases too much and the machinability decreases.
  • the preferable lower limit of the Mn content is 1%, and the preferable upper limit is 2%.
  • the P exhibits the effect of improving the finished surface roughness. In addition, it facilitates the propagation of cracks in chips, and has the effect of significantly improving chip disposal. In order to exert such effects, the P content needs to be at least 0.02%. However, if the P content is excessive, the hot workability is deteriorated, so 0.2% or less is necessary.
  • the preferable lower limit of the P content is 0.05%, and the preferable upper limit is 0.15%.
  • the S content needs to be 0.2% or more. However, the S content is excessive. If it exceeds 1%, the hot workability will be reduced.
  • the preferred lower limit of the S content is 0.3%, and the preferred upper limit is 0.8%.
  • A1 secures strength by solid solution strengthening and acts as a powerful deoxidizer that is a useful element for deoxidation to form acid oxide (Al 2 O 3).
  • Al O acid oxide
  • the surface roughness will be bad.
  • the upper limit is preferably 0.003%, more preferably 0.001% or less.
  • MnO contains a large amount of S, and MnO-MnS complex inclusions are formed. Since this MnO-MnS composite inclusion exists in a relatively spherical state that is difficult to be rolled by rolling, it acts as a stress concentration source during cutting. For this reason, the effect of O is less if the force of positive addition is less than 0.008%, while if it exceeds 0.03%, internal defects due to CO gas will occur in the steel ingot. For these reasons, the O content is necessary to keep the O content in the range of 0.008-0.03%.
  • the preferable lower limit of the O content in the steel is 0.01%, and the preferable upper limit is 0.03%.
  • N 0. 002—0.0.03%
  • N is an element that affects the generation amount of the component cutting edge, and its content affects the finished surface roughness. If the N content is less than 0.002%, the generated amount of the component cutting edge becomes too large, and the finished surface roughness deteriorates. N also has the property that it is easy to pray on dislocations in the structure, and it prays on the dislocations during cutting, embrittles the base metal, and facilitates the propagation of the generated cracks, thereby making the chip fracture property easier. (Chip disposal property) is also improved. However, if the N content becomes excessive and exceeds 0.03%, bubbles (blowholes) are generated during fabrication, which tends to cause internal defects and surface defects in the clot. It is necessary to keep it below. The preferable lower limit of the N content is 0.005%, and the preferable upper limit is 0.025%.
  • the low carbon sulfur free-cutting steel of the present invention other than the above components (remainder) is basically made of iron.
  • trace components may be included, and those including these components are also included in the technical scope of the present invention.
  • the low carbon sulfur free cutting steel of the present invention inevitably contains impurities (for example, Cu, Sn, Ni, etc.), and these are allowed to the extent that the effects of the present invention are not impaired.
  • the amount of solute N is set to 0.002 to
  • Solid solution N in the steel as described above is involved in the formation of microcracks, and by adjusting the amount appropriately, free-cutting steel with good machinability can be realized. In order to bring out such effects, it is better to secure a solute N content in steel of 0.002% or more, but if it exceeds 0.02%, soot will increase.
  • the low-carbon sulfur free-cutting steel of the present invention is a force that improves machinability by setting the average oxygen concentration in MnS in the steel to 0.4% or more.
  • the solid solution Si in the steel is controlled to 35ppm or less and the solid solution A1 is controlled to 1ppm or less, and the inclusion composition (non-metallic inclusions) of the flakes is specified in the MnO-SiO-MnS ternary system.
  • SiO and MnS are 100% in total) and the average yarn length is MnS: 60% or less, SiO
  • Figure 1 shows the MnO-SiO-MnS ternary system 1 250. It is an isothermal sectional state diagram of C ("Iron and Steel" Vol. 81 (1995) No. 12, PI 109). In Figure 1, “doubly satd.” Means that the indicated two phases are saturated.
  • the strong deoxidizing power As a result of thoroughly reducing A1 and Si, the inclusions found in the solidified pieces are the MnO-SiO 2 -MnS system. Force
  • the solid solution Si in the steel is controlled to 35 ppm or less, and the solid solution A1 is controlled to 1 ppm or less by the continuous forging method.
  • productivity can be improved.
  • the production method is not limited to the continuous forging method, but can also be produced by the ingot-making method.
  • a specific manufacturing procedure when the continuous forging method is adopted may be as follows, for example. First, C is blown down in the converter to create a situation where the free oxygen (dissolved oxygen) in the molten steel is high by setting the C concentration to 0.04% or less. The free oxygen at this time is preferably 500 ppm or more. Next, when the molten steel is produced, an alloy such as Fe-Mn alloy or Fe-S alloy is added. These alloys contain Si and A1 as impurities, but by adding these to the high oxygen molten steel at the time of the converter steel, Si and A1 are oxidized to become SiO and Al 2 O.
  • molten steel processing equipment such as a 3t-scale induction furnace, lOOt converter and ladle
  • various molten steels were melted with varying contents of Si, Mn, S, Al, N, and the like.
  • Si and A1 were adjusted by changing the Si concentration and A1 concentration in the Fe-Mn alloy and Fe-S alloy to be added.
  • the free oxygen concentration was measured by using a free oxygen probe (trade name “HYOP10A-C150” manufactured by Heraeus Electronite).
  • the molten steel is a pig iron mold (designed to have a continuous continuous forging capacity of 300 mm x 430 mm in cross section, or, in the case of a 3-ton induction furnace, the same cooling rate as that of a bloom flake ( Cross section size: 300 mm x 430 mm).
  • the obtained flakes were heated at 1270 ° C for 1 hour, and then rolled (cross-sectional size: 155mm X 155mm), then rolled to 25mm ⁇ , pickled, and cut into 22mm ⁇ polishing rods. It was used for the test. At this time, rolling was performed at 1000 ° C, and the average cooling rate from 800 ° C to 500 ° C by forced cooling was set to about 1.5 ° CZ seconds. The steel material temperature was measured with a radiation thermometer.
  • the inclusion composition (oxide composition), the average O concentration in MnS, solute Al, solute Si, and solute N were measured by the following method, and a cutting test was performed under the following conditions. I did it.
  • the composition analysis of oxysulfides with a surface area of 25 m 2 or more was conducted by EPMA. 200 to 300 sulfates were measured per field of view (100 mm 2 ).
  • the main components were detected as MnS, MnO, SiO and FeO, but FeO is a matrix.
  • the average composition was determined by standardizing the ingredients to 100%.
  • MnS having an area of 25 ⁇ m 2 or more was selected by an image analyzer, and the average O concentration of this MnS was measured by SEM-EDX.
  • an ims5f type secondary ion mass spectrometer manufactured by CAMECA was used, and the analysis was performed according to the following procedure. For each sample (test specimen), observe the secondary ion images of 81, Si in the 500 500 (111) region, select three locations where Al and Si are not concentrated in the region, and Depth direction analysis was performed. At this time, since the element Si to be analyzed is an electrically negative element, negative ions were detected by irradiation with Cs + ions. First, a secondary ion image of Si— on the sample surface was observed, and depth direction analysis was performed by selecting a region where Si was not concentrated. The conversion from the measured secondary ion intensity to the concentration was performed using the sensitivity coefficient obtained from pure iron ion-implanted with 28 Si. A1 was detected by irradiation with O + ions. Details The important conditions are as follows.
  • Irradiation area 80 ⁇ 80 (/ ⁇ ⁇ )
  • Solid solution N consists of total N (inert gas melting thermal conductivity method) and compound N (10% acetylethylacetone + 1% tetramethylammonium chloride + methanol solution extracted with 1 ⁇ m filter ⁇ indophenol) It was determined by the difference in the absorptiometer.
  • the cutting test conditions are as follows.
  • the evaluation criteria for the finished surface after the cutting test and the evaluation criteria for the surface defects of the steel slab are as follows.
  • Cutting oil Chlorine-based water-insoluble cutting fluid
  • Fig. 2 shows the relationship between the O concentration in MnS and the machined surface roughness (maximum height Rz), and the solid solution Si concentration and the machined surface roughness (maximum height Rz).
  • Figure 3 shows the relationship between the solute A1 concentration and the roughness of the finished surface (maximum height Rz).
  • Figure 5 shows the relationship between the machined surface roughness (maximum height Rz)
  • Figure 6 shows the relationship between the solid solution N concentration and the machined surface roughness (maximum height Rz).

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Abstract

　Ｃ：０．０２～０．１５質量％、Ｓｉ：０．００４質量％以下（０質量％を含まない）、Ｍｎ：０．６～３質量％、Ｐ：０．０２～０．２質量％、Ｓ：０．２～１質量％、Ａｌ：０．００５質量％以下（０質量％を含まない）、Ｏ：０．００８～０．０４質量％、Ｎ：０．００２～０．０３質量％を夫々含有し、且つ、鋼中におけるＭｎＳ中の平均Ｏ濃度が０．４質量％以上である被削性に優れた低炭素硫黄快削鋼を提供する。

Description

明 細 書
被削性に優れた低炭素硫黄快削鋼
技術分野
[0001] 本発明は、人体に有害である Pbを使用することなぐ良好な切削仕上げ面粗さを発 揮する低炭素硫黄快削鋼に関するものである。
背景技術
[0002] 低炭素硫黄快削鋼は、自動車のトランスミッションの油圧部品の他、特に強度をそ れほど必要としないネジゃプリンターシャフト等の小物部品用鋼として、汎用されてい る。また、更なる切削仕上げ面粗さ、切屑処理性が要求される場合には、上記低炭 素硫黄快削鋼に鉛 (Pb)を添加した鉛-硫黄快削鋼が用いられて 、る。
[0003] 快削鋼に含まれる Pbは、被削性改善に極めて有効な元素であるが、人体への有 害性が指摘され、また溶製時の鉛のヒュームや切削屑等の処理の点で問題も多ぐ P bを添加することなく（Pbフリー）、良好な被削性を発揮することが求められている。
[0004] 低炭素硫黄快削鋼にぉ 、て、 Pbフリーで被削性を改善するために、これまでにも 様々な技術が提案されている。例えば特許文献 1では、硫化物系介在物の大きさを 制御することによって被削性 (仕上げ面粗さおよび切屑処理性)を改善した技術が提 案されている。また特許文献 2には、硫ィ匕物系介在物のサイズを制御するには、鋼中 酸素を適切に制御することが重要であることが示されている。更に、鋼中の酸化物系 介在物を規定することによって、被削性を改善した技術も提案されている (例えば、 特許文献 3〜5)。
[0005] 一方、鋼材の化学成分組成を適切に規定することによって、被削性を改善した技 術も提案されている（例えば、特許文献 6〜9)。
[0006] これまで提案されて 、る技術は、 、ずれも快削鋼の被削性の向上と 、う観点では有 用なものといえる力 特にフォーミンダカ卩ェにおける仕上げ面粗さの点で、 Pb含有鋼 並みの良好な被削性が得られて 、な 、のが実情である。
[0007] また、 Pbフリー鋼に望まれる特性としては、上記のような被削性にカ卩えて、生産性が 良好なことも重要である。こうした観点力 すれば、連続铸造方法によって製造が可 能であり、表面疵などが発生せず、し力も圧延が容易に実施できることも必要な要件 となる。しかしながら、連続铸造プロセスは鋼材の被削性を良好にする上で不利であ るといわれており、連続铸造プロセスで被削性に優れた快削鋼を生産性良く製造で きることも重要な課題である。
特許文献 1：特開 2003- 253390号公報
特許文献 2 :特開平 9-31522号公報
特許文献 3：特開平 7-173574号公報
特許文献 4:特開平 9-71838号公報
特許文献 5 :特開平 10-158781号公報
特許文献 6 :特開 2000-319753号公報
特許文献 7：特開 2001-152281号公報
特許文献 8：特開 2001- 152282号公報
特許文献 9：特開 2001- 152283号公報
発明の開示
発明が解決しょうとする課題
[0008] 本発明は上記の様な事情に着目してなされたものであって、その目的は、 Pbフリー であっても良好な被削性 (特に仕上げ面粗さ）を発揮すると共に、連続铸造方法によ つて生産性良く製造することのできる低炭素硫黄快削鋼を提供することにある。 課題を解決するための手段
[0009] 上記目的を達成することのできた本発明の低炭素硫黄快削鋼とは、 C : 0. 02-0.
15% (質量0 /0の意味、以下同じ）、 Si: 0. 004%以下（0%を含まない）、 Mn: 0. 6〜 3%、 P : 0. 02〜0. 2%、 S : 0. 2〜1%、 A1: 0. 005%以下（0%を含まない）、 0 : 0 . 008〜0. 04%、 N : 0. 002〜0. 03%を夫々含有し、且つ、ま岡中における MnS中 の平均 O濃度が 0. 4%以上である点に要旨を有するものである。
[0010] 上記目的は、上記のような化学成分組成を有し、下記 (a)または (b)の要件を満足 するような低炭素硫黄快削鋼においても、達成することができる。
(a)鋼中の固溶 Siが 35ppm以下、固溶 A1が lppm以下であること、
(b)凝固後の铸片において、面積力 5 /ζ πι2以上の非金属介在物を、 MnO-SiO -MnS系の三元系で規格化したときの平均組成力 MnS : 60%以下、 SiO :4%以
2 下、 MnO : 36%以上であること、
いずれの構成を採用するにしても、化学成分組成として、（1)固溶 N量を 0. 002〜 0. 02%とすることや、 (2)Ti, Cr, Nb, V, Zrおよび Bよりなる群から選ばれる 1種以 上を、合計で 0. 02%以下 (0%を含まない）に抑制することも有用であり、これらの要 件を満足することによって、本発明の低炭素硫黄快削鋼の特性を更に改善すること ができる。
発明の効果
[0011] 本発明によれば、鋼中における MnS中の平均 O濃度が 0. 4%以上となるように制 御することによって、必ずしも溶鋼中のフリー酸素を高めなくても（即ち、高 Mn高 S濃 度であっても）、微小クラックの生成サイトとなる有用な大型 ·球状 MnSを多数存在さ せることができて、仕上げ面粗さの良好な低炭素硫黄快削鋼が実現できる。また本発 明の低炭素硫黄快削鋼は、铸造直前の脱酸操作を適切にすることによって、連続铸 造法を適用しても生産性良く製造できる。
図面の簡単な説明
[0012] [図 l]MnO- SiO -MnS三成分系の 1250°Cの等温断面状態図である。
2
[図 2]MnS中の O濃度と切削仕上げ面粗さ（最大高さ Rz)の関係を示すグラフである
[図 3]固溶 Si濃度と切削仕上げ面粗さ (最大高さ Rz)の関係を示すグラフである。
[図 4]固溶 A1濃度と切削仕上げ面粗さ (最大高さ Rz)の関係を示すグラフである。
[図 5]介在物中の SiO 濃度と切削仕上げ面粗さ (最大高さ Rz)の関係を示すグラフ
2
である。
[図 6]固溶 N濃度と切削仕上げ面粗さ (最大高さ Rz)の関係を示すグラフである。 発明を実施するための最良の形態
[0013] 快削鋼の仕上げ面粗さは、構成刃先の生成、大きさ、形状および均一性に大きく 依存する。構成刃先とは、工具の刃先に被削材の一部が堆積し、それが事実上工具 の一部 (切れ刃）として振舞う現象であり、この生成挙動によっては仕上げ面粗さを低 下させる。この構成刃先は、或る一定の条件の下でのみ生成するものであるが、通常 実施されて ヽる切削条件は構成刃先が生成しやす ヽ条件となって 、る。
[0014] こうした構成刃先は、この大きさの変動が致命的な欠陥を与えるものとされているの であるが、その一方で工具刃先を保護して工具寿命を向上させる効果もある。従って 、構成刃先を完全になくすことは得策とはいえず、構成刃先を安定的に生成させ、そ の大きさや形状を均一化させることが必要になる。
[0015] 構成刃先を安定的に生成させ、その大きさや形状を均一化させるためには、切削さ れる部分における一次せん断域 '二次せん断域において、微小クラックを多数生成さ せることが重要となる。こうした微小クラックを多数生成させるためには、クラック生成 サイトを多数導入する必要がある。そして、微小クラックの生成サイトとなり得るものと して、 MnS系介在物が有用であることは知られている。但し、全ての MnS系介在物 が微小クラック生成サイトとして作用するものではなぐ大型で球状の（即ち、幅の大き い） MnSが有効に働くことになる。前記の一次せん断域 ·二次せん断域で MnSが延 伸することになるのであるが、延伸されて細くなり過ぎると、その殆どがマトリクスと同 様になり、微小クラックの導入サイトとならないことになる。こうしたことから、被削材の MnS系介在物を予め大型 '球状に制御しておく必要がある。
[0016] ところで、 MnS系介在物を大型 ·球状ィ匕するには、一般に鋼中の酸素〈全酸素〉が 影響を及ぼすことが知られており、鋼中の酸素が多くなるほど、硫化物径が大きくな るとされている。従って、 MnS系介在物を大型 ·球状ィ匕するには、鋼中の酸素濃度を ある程度増加させる必要がある。また、同時に微小クラック生成サイトとなる MnS系介 在物を増加させるためには、従来の快削鋼（例えば、 JIS SUM23, SUM24L)より も Mn濃度、 S濃度を高める必要がある。しかしながら、 Mn濃度や S濃度を高めると、 これらは脱酸剤として働くことから、フリー酸素が減少し、全酸素濃度が減少してしま うことになる。即ち、鋼中の全酸素を上げることと、 Mn濃度や S濃度を上げることとは 、二律背反の関係になっており、これらを両立させることは原理的に困難である。
[0017] 本発明者らは、こうした状況の下で、 MnS系介在物の大型 '球状ィ匕するための有 効な手段について様々な角度力 検討した、 MnS中に平均で 0. 4%以上となる Oが 含有されると、必ずしもフリー酸素濃度を高めなくても（即ち、高 Mn、高 S濃度であつ ても）、全酸素濃度を高めなくても大型 ·球状ィ匕した MnS系介在物が多数生成でき、 これによつて鋼材の仕上げ粗さを良好にできることが判明したのである。
[0018] MnS中の O濃度を 0. 4%以上にするには、鋼中の固溶 Siを 0. 0035%以下（35p pm以下）、且つ固溶 A1を 0. 0001%以下（lppm以下）にして、铸片の介在物組成 を MnO- SiO - MnS系三元系で規格化したとき（即ち、 MnO、 SiO および MnSの
2 2
合計で 100%としたとき）の平均組成が MnS : 60%以下、 SiO :4%以下、 MnO : 3
2
6%以上となるように制御すれば良い。尚、 MnS中の O濃度は、好ましくは 0. 6%以 上、より好ましくは 0. 8%以上とするのが良いが、 MnS中の O濃度をより高めるため には、更に Siを低減すると良い。
[0019] 本発明者らの検討したところによれば、鋼中の固溶 Nも微小クラックの生成に大きく 関与することも判明しており、その量を適切に調整することによって、被削性の良好な 快削鋼を実現できるのである。前述の一次せん断域 ·二次せん断域では、少し場所 が異なると、非常に温度が異なる。そして、固溶 Nがー定量存在すると、各位置での 温度によって変形抵抗が異なるものとなる。この差異が、微小クラックの生成サイトと なるので、固溶 Nを固定する成分、即ち窒化物を生成しやすい成分である Ti, Cr, N b, V, Zr, Bを所定量以下に制御することは、固溶 Nを確保する上で有効である。
[0020] 上記のような 2つの現象、即ち（1) MnS系介在物の大型'球状化、 (2)固溶 Nの増 大、等によって構成刃先を安定的に生成させることが可能となり、その大きさや形状 を均一化させることを見出し、その結果として鋼材のフォーミンダカ卩ェにおける仕上 げ面粗さが画期的に向上するものとなり、 Pb快削鋼並の特性を発揮できたのである
[0021] 本発明の快削鋼では、その化学成分組成も適切に規定する必要があるが、その基 本成分である C, Si, Mn, P, S, Al, Oおよび Nにおける範囲限定理由は以下の通 りである。
[0022] C : 0. 02〜0. 15%
Cは、鋼の強度を確保する上で不可欠な元素であり、また所定量以上添加すること によって仕上げ面粗さを改善する作用も有する。こうした効果を発揮させるためには 0 . 02%以上含有させる必要がある。しかしながら、過剰に含有させると切削加工時の 工具寿命が低下して被削性が悪くなり、また铸造時の COガス発生に起因する疵発 生を誘発することになる。こうした観点から、 C含有量は 0. 15%以下とするのが良い 。尚、 C含有量の好ましい下限は、 0. 05%であり、好ましい上限は 0. 12%である。
[0023] Si: Q. 004%以下（0%を含まない）
Siは、固溶強化による強度確保に有効な元素である力 基本的には脱酸剤として 作用して SiO を生成する。そしてこの SiO によって、介在物組成が MnO-SiO -
2 2 2
MnS系になるのである力 Siが 0. 004%を超えると、この介在物中の SiO 濃度が
2 高くなつて、 MnS中の O濃度を確保できなくなり、仕上げ面粗さが劣化することにな る。こうした観点から、 Si含有量は 0. 004%以下にする必要があり、好ましくは 0. 00 3%以下にするのが良い。
[0024] Mn: 0. 6〜3%
Mnは、焼入れ性を向上させて、ベイナイト組織の生成を促進し、被削性を向上さ せる作用がある。また強度確保の面でも有効な元素である。更に、 Sと結合した MnS を形成し、或いは Oと結合して MnOを形成し、 MnO-MnS複合介在物を生成し、こ れによって被削性を向上させる作用がある。これらの作用を発揮させるためには、 M n含有量が 0. 6%以上とする必要がある力 3%を超えると、強度が上昇し過ぎて被 削性が低下することになる。尚、 Mn含有量の好ましい下限は 1%であり、好ましい上 限は 2%である。
[0025] P : 0. 02〜0. 2%
Pは、仕上げ面粗さを向上させる作用を発揮する。また切り屑中のクラック伝播を容 易にすることによって、切り屑処理性を顕著に向上させる作用がある。こうした効果を 発揮させるためには、 P含有量は少なくも 0. 02%以上とする必要がある。し力しなが ら、 P含有量が過剰になると、熱間加工性を劣化させるので、 0. 2%以下とする必要 がある。尚、 P含有量の好ましい下限は 0. 05%であり、好ましい上限は 0. 15%であ る。
[0026] S : 0. 2—1%
Sは、鋼中で Mnと結合し、 MnSとなって切削加工時の応力集中源となり、切り屑の 分断を容易にして被削性を高めるために有用な元素である。こうした効果を発揮させ るためには、 S含有量は 0. 2%以上とする必要がある。しかしながら、 S含有量が過 剰になって 1%を超えると、熱間加工性の低下を招くことになる。尚、 S含有量の好ま しい下限は 0. 3%であり、好ましい上限は 0. 8%である。
[0027] Total. A1: 0. 005%以下（0%を含まない）
A1は固溶強化による強度の確保および脱酸に有用な元素である力 強力な脱酸 剤として働いて酸ィ匕物 (Al O )を形成することになる。この Al O によって、介在物
2 3 2 3
が MnO-Al O -MnS系になるのである力 Al含有量が 0· 005%を超えると、この
2 3
介在物中の Al Ο 濃度が高くなり、 MnS中の酸素濃度が確保できなくなり、仕上げ
2 3
面粗さが悪ィ匕することになる。尚、好ましい上限は 0. 003%であり、より好ましくは 0. 001%以下とするのが良い。
[0028] 0 : 0. 008—0. 03%
Oは、 Mnと結合して MnOを生成する。また MnOは Sを多く含有し、 MnO- MnS複 合介在物が形成されることになる。そして、この MnO- MnS複合介在物は、圧延で 伸延しにくぐ比較的球状に近い状態で存在するので、切削加工時に応力集中源と して作用する。このため、 Oは積極的に添加する力 0. 008%未満ではその効果が 小さく、一方 0. 03%を超えて含有させると、鋼塊に COガス起因の内部欠陥が発生 するようになる。こうしたこと力ら、 O含有量は 0. 008-0. 03%の範囲とする必要力 S ある。尚、鋼中の O含有量の好ましい下限は 0. 01%であり、好ましい上限は 0. 03% である。
[0029] N: 0. 002—0. 03%
Nは構成刃先の生成量に影響を与える元素であり、その含有量が仕上げ面粗さに 影響を及ぼすことになる。 N含有量が、 0. 002%未満では構成刃先の生成量が多く なり過ぎて仕上げ面粗さが劣化することになる。また Nは、組織中の転位上に偏祈し 易い性質があり、切削時に転位上へ偏祈して母材を脆化させ、生成したクラックの伝 播を容易にすることで切り屑破断性 (切り屑処理性)も向上することになる。し力しなが ら、 N含有量が過剰になって 0. 03%を超えると铸造時に気泡（ブローホール)を発 生し、铸塊の内部欠陥や表面疵となり易いので、 0. 03%以下に抑える必要がある。 尚、 N含有量の好ましい下限は 0. 005%であり、好ましい上限は 0. 025%である。
[0030] 本発明の低炭素硫黄快削鋼においては、上記成分の他 (残部）は基本的に鉄から なるものであるが、これら以外にも微量成分を含み得るものであり、こうした成分を含 むものも本発明の技術的範囲に含まれる。また、本発明の低炭素硫黄快削鋼には、 不可避的に不純物（例えば、 Cu, Sn, Ni等）が含まれることになる力 それらは本発 明の効果を損なわな ヽ程度で許容される。
[0031] 本発明の低炭素硫黄快削鋼においては、必要によって、（1)固溶 N量を 0. 002〜
0. 02%とすることや、 (2)Ti, Cr, Nb, V, Zrおよび Bよりなる群から選ばれる 1種以 上を、合計で 0. 02%以下 (0%を含まない）に抑制することも有用である力 これらの 範囲限定理由は下記の通りである。
[0032] 固溶 N量： 0. 002—0. 02%
上述の如ぐ鋼中の固溶 Nは微小クラックの生成に関与するものであり、その量を適 切に調整することによって、被削性の良好な快削鋼を実現できる。こうした効果を発 揮させるためには、鋼中の固溶 N量を 0. 002%以上確保するのがよいが、 0. 02% を超えると疵が増加することになる。
[0033] Ti. Cr. Nb. V. Zrおよび Bよりなる群から撰ばれる 1糠以十.：合計で 0. 02%以下 (
0% 含まない）
これらの元素は、 Nと結合して窒化物を生成する成分であり、その量が多くなると固 溶 N量が減してその必要量が確保できなくなる。こうしたことから、これらの成分は合 計で 0. 02%以下に抑制するのが良い。
[0034] 本発明の低炭素硫黄快削鋼は、鋼中の MnS中の平均酸素濃度を 0. 4%以上とす ることによって、被削性を改善するものである力 こうした要件を満足させるためには、 鋼中の固溶 Siを 35ppm以下、且つ固溶 A1を lppm以下に制御して、铸片の介在物 組成（非金属介在物）を MnO-SiO -MnS系三元系で規格ィ匕したとき（即ち、 MnO
2
、 SiO および MnSの合計で 100%としたとき）の平均糸且成が MnS : 60%以下、 SiO
2
:4%以下、 MnO : 36%以上となるように制御すれば良い。尚、対象とする非金属
2
介在物の大きさを、「面積が 25 m2以上のもの」としたのは、これより小さい非金属 介在物では、クラック生成サイトとしての被削性向上効果があまりないからである。
[0035] 上記のようにして介在物糸且成を制御すれば、 MnS中の O濃度を 0. 4%以上にでき る理由について、図面を用いて説明する。図 1は、 MnO- SiO -MnS三成分系の 1 250。Cの等温断面状態図である（「鉄と鋼」 Vol. 81 (1995) No. 12, PI 109)。尚、 図 1において、「doubly satd.」とは、表記された 2相が飽和していることを意味する。
[0036] 本発明にお 、ては、脱酸力の強!、A1や Siを徹底的に低減する結果、凝固した铸 片に認められる介在物は、 MnO-SiO -MnS系となるのである力 铸片は分塊圧延
2
前に、 1250°C程度に加熱保持される。そこで、上記状態図（図 1)に、仕上げ面粗さ に優れるものと、優れないものをプロットしたところ、被削性に劣る化ものでは SiO 濃
2 度が高くなつて、逆に優れるものでは SiO 濃度が低くなつていることが判明したので
2
ある（後記表 1、 2の No. 1〜15)。
[0037] こうした結果が得られたのは、図 1に示すように、本系の状態図は、 SiO が多くなる
2 と MnS飽和領域がせり出してくる形をしているので、 SiO が多い場合（SiO力
2 2 以上）は、 1250°C保持中に純粋な MnS (即ち、 Oを含まない MnS)が多く生成する ことになる。その結果、 MnS中の O濃度が高くならない。
[0038] 一方、 MnO-SiO -MnS介在物組成が上記の介在物組成範囲内であれば、状態
2
図上の液相介在物若しくは MnO飽和領域となり、 MnS中の O濃度が高くなる（即ち 、 0. 4%以上)ものと考えられる。その結果、分塊圧延前の加熱保持中に MnS中の O濃度が高くなり、その後の分塊圧延、棒鋼圧延、線材圧延においても、 MnSが変 形しにくぐ大型で球状ィ匕した MnSを含有する製品を得ることができる。
[0039] 発明の低炭素硫黄快削鋼を製造するに当っては、基本的には連続铸造法によつ て、鋼中の固溶 Siを 35ppm以下、且つ固溶 A1を lppm以下に制御すれば良ぐこう した製造法を採用することによって、生産性を高めることができる。但し、その製造方 法は連続铸造法に限らず、造塊法によっても製造することができる。
[0040] 連続铸造法を採用するときの具体的な製造手順は、例えば次のようにすれば良 、 。まず、転炉で Cを吹き下げ、 C濃度を 0. 04%以下として溶鋼中のフリー酸素 (溶存 酸素）の高 、状況を作り出す。このときのフリー酸素は 500ppm以上であることが好ま しい。次いで、この溶鋼を出鋼する際に、 Fe- Mn合金や Fe- S合金等の合金を添カロ する。これらの合金は、不純物として Siや A1を含有するが、転炉出鋼時の高酸素溶 鋼にこれらを添加することによって、 Siや A1が酸ィ匕され、 SiO や Al O となり、また
2 2 3
その後の溶鋼処理時にこれらが浮上分離し、スラグ中に入ることで、鋼中に残留する Siや Alは低減して目標とする濃度となる。この処理においては、成分調整のために 添加する Fe-Mn合金や Fe-S合金等の 70%以上を転炉出鋼時に添カ卩して、 Al, Si を低減し、溶鋼処理時に残りの 30%以下を添加することが重要である。こうした、手 順を踏むことによって、不純物である A1や Siが系外に出やすくなり、目標とする固溶 Siや固溶 A1を得ることができる。
[0041] 以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実 施例によって制限を受けるものではなく、前 ·後記の趣旨に適合し得る範囲で変更を 加えて実施することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包 含される。
実施例
[0042] 3t規模の誘導炉、 lOOtの転炉および取鍋等による溶鋼処理設備を使用して、 Si, Mn, S, Al, N等の含有量を変化させて各種溶鋼を溶製した。このとき、 Siおよび A1 については、添加する Fe- Mn合金および Fe- S合金中の Si濃度および A1濃度を変 化させることによって調整した。このようにして得られた溶鋼を所定の铸型に铸造する 直前に、フリー酸素プローブ（商品名「HYOP10A- C150」ヘレウスエレクトロナイト 社製)を用いて測定し、フリー酸素濃度とした。
[0043] また溶鋼は、断面が 300mm X 430mmのブルーム連続铸造力、或いは 3t規模誘 導炉の場合には、ブルーム铸片と同様の冷却速度となるように設計した、铸鉄製の 铸型（断面サイズ： 300mm X 430mm)を用いて铸造した。
[0044] 得られた铸片 (若しくは铸塊)の表面近傍の急冷部からサンプリングし、化学分析を 実施し、成分組成を測定した。その結果を、下記表 1に示す。
[0045] [表 1]
Figure imgf000013_0002
Figure imgf000013_0001
[0046] 得られた铸片について、 1270°Cで 1時間加熱後分塊圧延（断面サイズ： 155mm X 155mm)し、その後 25mm φまで圧延、酸洗して、 22mm φの磨棒とし、切削試 験に供した。このとき、圧延は 1000°Cで実施し、強制冷却により 800°Cから 500°Cま での平均冷却速度を約 1. 5°CZ秒とした。また鋼材温度の測定は放射温度計により 行った。
[0047] 各鋼材について下記の方法によって、介在物組成（酸化物組成）、 MnS中の平均 O濃度、固溶 Al、固溶 Si、固溶 Nを測定すると共に、下記の条件によって切削試験 をおこなった。
[0048] [介在物組成の測定]
凝固後の铸片断面（430mm X 300mm)の DZ4部（300mm幅の中心線にお!、て 、表面から 108mm部分）を研磨し、 100mm2 ( 10mm X 10mm)の領域内に存在す る面積が 25 m2以上の酸硫化物を、 EPMAにより組成分析を実施した。 1視野（1 00mm2 )当り、 200〜300個の硫ィ匕物を測定した。その結果を酸ィ匕物、硫化物換算 した結果、主成分は MnS、 MnO、 SiO 、 FeOが検出されたが、 FeOはマトリクスで
2
ある鋼を検出している可能性もあるため、 MnO-SiO -MnSの三元系で規格化（3
2
成分で 100%となるように規格化）して平均組成を求めた。
[0049] [MnS中の平均 O濃度]
画像解析装置によって、面積が 25 μ m2以上の MnSを選択し、この MnSについて SEM-EDXによって平均 O濃度を測定した。
[0050] [固溶 Si、 A1測定方法]
分析には、 ims5f型二次イオン質量分析装置 (CAMECA社製)を用い、以下の手 順で分析を行った。各試料 (試験片）について、 500 500 ( 111)の領域で八1, Siの 二次イオン像を観察し、その領域内で Al, Siが濃化していない場所を 3箇所選び、 下記の条件で深さ方向分析を行った。このとき、分析対象元素の Siは、電気的に陰 性な元素であるので、 Cs+イオンを照射して負イオンを検出した。はじめに試料面に おける Si—の二次イオン像を観察し、 Siが濃化していない領域を選択した深さ方向分 析を行った。測定された二次イオン強度から濃度への変換は28 Siをイオン注入した純 鉄から求めた感度係数を用いて行った。 A1は O +イオンを照射して検出した。詳細 な条件は下記の通りである。
一次イオン条件： A1の分析 O + , 8eV, ΙΟΟηΑ
2
Siの分析 Cs+ , 14. 5eV, 25nA
照射領域 ：80 Χ 80 ( /ζ πι)
分析領域 ：8 /ζ πι φ
二次イオン極性: Alの分析正
Siの分析負
試験室真空度 ：1. 2 X 10_7 Pa
スパッタ速度 ： A1の分析純鉄換算で約 32. 0AZ秒
Siの分析純鉄換算で約 36. 6A,秒
電子線照射 ：なし
[0051] [固溶 Nの測定]
固溶 Nは、トータル N (不活性ガス融解熱伝導度法）と化合物 N (10%ァセチルァセ トン + 1%テトラメチルアンモニアクロリド +メタノール溶液にて溶解抽出、 1 μ mフィル ターで採取→インドフ ノール吸光光度計)の差によって求めた。
[0052] 切削試験条件は、下記の通りである。また、切削試験後の仕上げ面の評価および 鋼片の表面疵の評価基準は下記の通りである。
[切削試験条件]
工具 ：高速度工具鋼 SKH4A
切削速度： lOOmZ分
送り ：0. 01 mm/rev
切込み : 0. 5mm
切削油 ：塩素系の不水溶性切削油剤
切削長さ： 500m
[評価基準]
仕上げ面評価: JIS B 0601 (2001)に基づぐ最大高さ Rzによ
つて、表面粗さを評価した。
表面疵評価：分塊圧延した鋼片（断面サイズ： 155mm X 155mm)につい て、表面疵の有無について調査し、目視検査によりグラインダによる 手入れの必要性がな 、ときを、表面疵「無し」と評価した。
[0053] 切削試験結果を、介在物組成 (酸化物組成）、 MnS中の平均 O濃度、固溶 Al、固 溶 Si、固溶 Nの測定値と共に、下記表 2に示す。
[0054] [表 2]
Figure imgf000017_0001
これらの結果から、明らかなように、本発明で規定する要件を満足するもの〈試験 N o. 1〜15〉では、切削仕上げ面粗さ（最大高さ Rz)が微細になっており、良好な被肖 IJ 性が発揮できて 、ることが分かる。 [0056] これに対して、本発明で規定する要件のいずれかを欠くもの（試験 No. 16〜23で は、 、ずれかの特性が劣化して 、ることが分かる。
[0057] また、上記結果に基づき、 MnS中の O濃度と切削仕上げ面粗さ（最大高さ Rz)の関 係を図 2に、固溶 Si濃度と切削仕上げ面粗さ (最大高さ Rz)の関係を図 3に、固溶 A1 濃度と切削仕上げ面粗さ (最大高さ Rz)の関係を図 4に、介在物中の SiO 濃度と切
2 削仕上げ面粗さ (最大高さ Rz)の関係を図 5に、固溶 N濃度と切削仕上げ面粗さ (最 大高さ Rz)の関係を図 6に示す。

Claims

請求の範囲
C :0.02〜0.15質量0 /0、
Si:0.004質量％以下（0質量％を含まない）、
Mn:0.6〜3質量0 /0、
P :0.02〜0.2質量0 /0、
S :0.2〜1質量％、
A1:0.005質量％以下（0%を含まない）、
O :0.008〜0.04質量0 /0
N :0.002〜0.03質量％を夫々含有し、且つ、
鋼中における MnS中の平均 O濃度が 0.4質量％以上であることを特徴とする被削 性に優れた低炭素硫黄快削鋼。
C :0.02〜0.15質量0 /0、
Si:0.004質量％以下（0質量％を含まない）、
Mn:0.6〜3質量0 /0、
P :0.02〜0.2質量0 /0、
S :0.2〜1質量％、
A1:0.005質量％以下（0質量％を含まない）、
O :0.008〜0.04質量0 /0
N :0.002〜0.03質量％を夫々含有し、且つ、
鋼中の固溶 Siが 35ppm以下、固溶 A1が lppm以下であることを特徴とする被削性 に優れた低炭素硫黄快削鋼。
C :0.02〜0.15質量0 /0、
Si:0.004質量％以下（0質量％を含まない）、
Mn:0.6〜3質量0 /0、
P :0.02〜0.2質量0 /0、
S :0.2〜1質量％、
A1:0.005質量％以下（0質量％を含まない）、
O :0.008〜0.04質量0 /0 N : 0. 002〜0. 03質量％を夫々含有し、且つ、
凝固後の铸片において、面積が 25 μ m2以上の非金属介在物を、 MnO-SiO -
2
MnS系の三元系で規格化したときの平均組成力 MnS : 60質量％以下、 SiO :4
2 質量％以下、 MnO： 36質量％以上であることを特徴とする被削性に優れた低炭素 硫黄快削鋼。
[4] 固溶 N量が 0. 002-0. 02質量％である請求項 1〜3のいずれかに記載の低炭素 硫黄快削鋼。
[5] Ti, Cr, Nb, V, Zrおよび Bよりなる群から選ばれる 1種以上を、合計で 0. 02質量
%以下に抑制したものである請求項 4に記載の低炭素硫黄快削鋼。
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