JP2000336454A - 高温延性に優れたビスマス（Ｂｉ）−硫黄（Ｓ）系快削鋼、及びその製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 高温延性に優れ、低温の圧延温度でも表面欠陥が発生
しない高温延性に優れたビスマス（Ｂｉ）硫黄（Ｓ）系
快削鋼及びその製造方法を提供する。 【解決手段】 重量 ％で、 炭素：０．０５−０．１５
％，マンガン（Ｍｎ）：０．５−２．０％，硫黄：０．
１５−０．４０％，燐：０．０１−０．１０％，酸素：
０．００３−０．０２０％， ビスマス：０．０３−
０．３０％，シリコン：０．０１％以下，アルミニウ
ム：０．０００９％以下と、残部がＦｅ及び不可避な不
純物であるＭｎＳ及びビスマス（Ｂｉ）を吸着したＭｎ
Ｓ介在物と金属性ビスマス（Ｂｉ）介在物を有するＢｉ
−Ｓ系快削鋼；上記鋼にチタニウム：０．０２−０．１
％と、窒素：０．００３−０．０１％を含有させたＢｉ
−Ｓ系快削鋼；及び上記鋼にＢ：０．００５−０．０１
５％，Ｎ：０．００７％以下を含有させたＢｉ−Ｓ系快
削鋼及びこれらの製造方法とする。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明はビスマス（Ｂｉ）−
硫黄（Ｓ）系の快削鋼、及びその製造方法に関するもの
であり、詳細には、低温の圧延温度においても表面欠陥
が生じない、高温延性に優れた快削鋼及びその製造方法
に関するものである。

【０００２】

【従来の技術】快削鋼は優れた被削性が要求されるカメ
ラ、時計などの精密加工性を要求される小部品の製造に
使用される素材であり、さらに近年には、自動車、時計
及びカメラなどの生産増加に伴って、被削性を改善させ
る鉛などの元素が添加された鉛−硫黄系快削鋼が開発さ
れ、切削加工時の高速化及び自動化に適した鋼材として
実用化されている。しかしながら、鉛は、人体に対して
有毒であることから、この問題を解決するためにビスマ
ス（Ｂｉ）−硫黄（Ｓ）系快削鋼が開発されている。

【０００３】一般的にビスマス（Ｂｉ）−硫黄（Ｓ）系
快削鋼は、鋼に非金属性または金属性介在物を含ませ、
被削性能を向上，改善させている。この非金属性介在物
の代表的なものがＭｎＳであり、前記金属性介在物は、
鋼中に固溶度がほとんどないビスマス（Ｂｉ）などの低
融点金属である。このような介在物は、切削加工時にお
いて応力集中の中心に作用し、介在物と支鉄（matrix s
tructure）の界面で空孔（void）の生成と亀裂の成長を
容易にし、切削に必要な力を減少させる。切削加工熱に
より軟化したり、溶融して、チップと切削工具（tool）
の界面で潤滑剤として作用し、工具の磨耗を抑制し、ま
た、切削加工に必要な力を減少させる。

【０００４】ＭｎＳを形成するために添加される硫黄
は、Ｍｎの含量が充分でなくても、また、Ｍｎの含量が
充分であっても、凝固または冷却が急に起これば過飽和
になる。連続鋳造時、鋳片はその表面が一定な厚さだけ
急速凝固した組織が生じ、次にその内部には、柱状結晶
が生じて、この柱状晶の間にＭｎＳが晶出される。しか
し、chill 晶と呼ばれる急速凝固によってできた組織で
は、硫黄がＭｎＳを形成できずに過飽和になっている。
かくして、過飽和の硫黄は、冷却または再加熱中に、一
部はＭｎＳとなって析出し、一部は結晶粒界に熱間脆性
を起こすＦｅＳとして析出する。この鋼中には、硫黄だ
けでなく固溶度がほとんどない気体成分も過飽和になっ
ているので、固体での固溶度を超過するこれらの気体成
分は微細なピンホール（pin hole）として残留するよう
になる。

【０００５】一方、切削加工に有用なビスマス（Ｂｉ）
は、鋼に固溶性がほとんどなく、溶融点が低いために、
ＭｎＳ介在物を意図的に生成させない一般炭素鋼では、
主に結晶粒界に薄いフィルム（flim）形に析出して結晶
粒界脆化を起こす。これに対し、ＭｎＳ介在物を意図的
に生成させた快削鋼では、ビスマス（Ｂｉ）がＭｎＳ介
在物に吸着されて晶出するので、ＭｎＳ介在物と支鉄の
オーステナイト界面またはオーステナイト結晶粒界に析
出して、熱間脆化を誘発させる。上記ＭｎＳ介在物と支
鉄のオーステナイトの界面に存在する液状のビスマス
（Ｂｉ）は、略９００−１０００℃で、延性の低下を引
き起し、オーステナイトの結晶粒界に存在する液状のビ
スマス（Ｂｉ）は、約８００−９００℃で延性を低下さ
せる。このように、熱間圧延中に延性が急激に低下する
と、熱間圧延した線材の表面に欠陥が生じる。この問題
は、特に、８００−９００℃で延性が低下する場合に顕
著に発生する。

【０００６】このような表面欠陥は大きく２つに分類で
きる。その一は、スキャブ（scab：かさぶた）によって
引き起こされる大型欠陥であり、これらの長さは５−１
０mm程度であり、その分布間隔は不均一であるが、通
常、数mmである。また、他の表面の欠陥は、線材の長さ
方向に発生する微細な亀裂であり、長さが１mm以下で、
その分布間隔は数μmであり、多少規則性がある。これ
らの欠陥は、多数の微細な亀裂において、当該微細な亀
裂の一部が起点となって伸びた、液状のビスマス（Ｂ
ｉ）を吸着したＭｎＳとマトリクス組織との界面に、ピ
ンホール（pin hole）内または結晶粒界上に形成され
る。

【０００７】したがって、従来は、欠陥の起点となる微
細な亀裂の生成を抑制するために、または、微細な亀裂
が生成していてもそれ以上の成長を抑制するために圧延
温度を、通常１０００℃以上に高くし、マトリクス組織
の延性を向上させることにより、欠陥の生成を抑制して
いた。しかし、圧延温度を高めることによって圧延設備
の維持の困難性や生産性の低下などの問題が生じること
から、比較的低温の圧延温度でも表面欠陥の生成が抑制
される優れた延性を確保できるビスマス（Ｂｉ）−硫黄
（Ｓ）系快削鋼が要求されている。

【０００８】本願発明者は、再加熱温度を低く管理して
結晶粒の成長を抑制し、またはＴｉ及びＮを添加して再
加熱温度を高くしても、高温で再固溶しない微細な析出
物を存在させ、これらを利用して結晶粒界の移動を妨害
し、結晶粒を微細化させて、高温延性を向上させること
ができることを確認した。また、本願発明者は、ビスマ
ス（Ｂｉ）−硫黄（Ｓ）系快削鋼のオーステナイトの結
晶粒界で、Ｓ及びＢｉの偏析挙動を研究した結果、Ｓ及
びＢｉに、より拡散速度が早いＢを適量添加すると、Ｆ
ｅＳ及び液状のＢｉに起因する熱間脆化を效果的に抑制
し、合わせて高温延性を向上させることができることを
確認して、本発明を完成した。

【０００９】

【発明が解決しようとする課題】したがって本発明の目
的は、再加熱温度を低く管理して結晶粒の成長を抑制す
ることにより結晶粒を微細化させ、比較的低い圧延温度
の範囲でも表面欠陥の発生を防止することができる高温
延性に優れたビスマス（Ｂｉ）−硫黄（Ｓ）系快削鋼及
びその製造方法を提供することである。

【００１０】また、本発明の他の目的は、ＴｉとＮを添
加して再加熱温度が高くても、高温で再固溶しない微細
に存在する析出物を利用して結晶粒界の移動を妨害し、
結晶粒を微細化させて、比較的低い圧延温度範囲でも表
面欠陥の発生を防止できる高温延性に優れたビスマス
（Ｂｉ）−硫黄（Ｓ）系快削鋼及びその製造方法を提供
ことである。また、本発明のいま一つの目的は、ＢとＮ
を添加して、オーステナイト結晶粒界にＳ及びＢｉより
拡散速度が早いボロンを優先的に偏析させ、比較的低い
圧延温度範囲でのＦｅＳ、熔融Ｂｉ等に起因する表面欠
陥の発生を防止できる高温延性に優れたビスマス（Ｂ
ｉ）−硫黄（Ｓ）系快削鋼及びその製造方法を提供する
ことである。

【００１１】

【課題を解決するための手段】上記目的を逹成するため
に本発明においては、重量 ％で、炭素（Ｃ）：０．０
５−０．１５％，マンガン（Ｍｎ）：０．５−２．０
％，硫黄（Ｓ）：０．１５−０．４％，燐（Ｐ）：０．
０１−０．１％，酸素（Ｏ）：０．００３−０．０２
％，ビスマス（Ｂｉ）：０．０３−０．３％，シリコン
（Ｓｉ）：０．０１％以下，アルミニウム（Ａｌ）：
０．０００９％以下と，残部が鉄（Ｆｅ）及び不可避な
不純物から成り、かつ、ＭｎＳ及びビスマスを吸着した
ＭｎＳ介在物と金属性ビスマス介在物とを含有する高温
延性に優れたＢｉ−Ｓ系快削鋼とする。

【００１２】また、本発明は、上記と同じ組成のブルー
ム（bloom）を８５０−１０００℃の再加熱温度で再加
熱してオーステナイト結晶粒度が６０umを超えないよう
に維持するとともに鋼片圧延し、得られた圧延鋼片（bi
llet）を、８５０−１０００℃の再加熱温度で再加熱し
てオーステナイト結晶粒度が６０umを超えないように維
持した後、線材圧延を行なう高温延性に優れたＢｉ−Ｓ
系快削鋼の製造方法とする。

【００１３】また、本発明は、重量％で、炭素（Ｃ）：
０．０５−０．１５％，マンガン（Ｍｎ）：０．５−
２．０％，硫黄（Ｓ）：０．１５−０．４％，燐
（Ｐ）：０．０１−０．１％，酸素（Ｏ）：０．００３
−０．０２％，ビスマス（Ｂｉ）：０．０３−０．３
％，シリコン（Ｓｉ）：０．０１％以下，アルミニウム
（Ａｌ）：０．０００９％以下，チタニウム（Ｔｉ）：
０．０２−０．１％，窒素（Ｎ）：０．００３−０．０
１％と、残部が鉄（Ｆｅ）及び不可避な不純物で組成さ
れるＭｎＳ及びビスマスを吸着したＭｎＳ介在物と金属
性ビスマス介在物を有する高温延性が優れたＢｉ−Ｓ系
快削鋼とする。

【００１４】また、本発明は、上記と同じ組成のブルー
ム（bloom ）を通常の温度で再加熱して８５０−１２０
０℃の温度で鋼片圧延し、得られた鋼片（billet）を再
加熱し、８５０−１２００℃の温度で線材圧延を包含し
て構成した高温延性に優れたＢｉ−Ｓ系快削鋼の製造方
法とする。また、本発明は、重量％で、Ｃ：０．０５−
０．１５％，Ｍｎ：０．５−２．０％，Ｓ：０．１５−
０．４％，Ｐ：０．０１−０．１％，Ｏ：０．００３−
０．０２％，Ｂｉ：０．０２−０．３％，Ｓｉ：０．０
１％以下，Ｎ：０．００７％以下，Ｂ：０．００５−
０．０１５％及びＦｅと残部が不可避に含有する不純物
で組成され、ＭｎＳ及びビスマスを吸着したＭｎＳ介在
物と金属性ビスマス介在物を含有する高温延性が優秀な
Ｂｉ−Ｓ系快削鋼とする。

【００１５】さらに、本発明は、上記と同じ組成のブル
ーム（bloom）を再加熱して８００−１２００℃の温度
で鋼片圧延し、得られた鋼片（billet）を再加熱すると
ともに、８００−１２００℃の温度で線材圧延を行なう
ことを特徴とする高温延性に優れたＢｉ−Ｓ系快削鋼の
製造方法とする。

【００１６】

【発明の実施の形態】以下、本発明の実施の形態を詳細
に説明する。Ｂｉ−Ｓ快削鋼は、９５０℃以上で熱間圧
延できるが、６０％以上の高温延性を確保して表面欠陥
を防止するためには１０００℃以上の高温で熱間圧延を
行なうのが一般的である。すなわち、圧延温度が１００
０℃以下に低下すると高温延性が６０％以下に落ちるの
で、熱間圧延時に表面欠陥が発生する虞がある。したが
って、本発明は１０００℃以下の比較的低い温度下でも
優れた高温延性を確保して表面欠陥を防止できる快削鋼
を提供することにその特徴がある。

【００１７】先ず、このような高温延性は、結晶粒の微
細化により逹成できる。すなわち、結晶粒微細化による
結晶粒界面積の増加は、相対的にビスマスが偏析してで
きた結晶粒界面積の分率を減少させて、ビスマスによる
結晶粒界脆化を抑制することができるだけでなく、結晶
粒自体の微細化だけでも、結晶粒界の三重点で発生する
空孔（void）の大きさが小さくなって、再結晶を容易に
するので、延性を向上させることができる。このよう
に、高温延性を向上させる結晶粒微細化によって、再加
熱時に結晶粒の成長を抑制することを可能とする。

【００１８】したがって、本発明は、再加熱温度を８５
０〜１０００℃と低く管理して結晶粒の成長を抑制し、
結晶粒界の移動を妨害してオーステナイト結晶粒度を６
０um以下に維持するように制御して熱間圧延時に高温延
性が優れた快削鋼を提供する。また、本発明は再加熱温
度が高くても高温で再固溶しないので、微細に存在する
ＴｉＮなどの析出物を利用して結晶粒界の移動を妨害し
てオーステナイト結晶粒度を６０um以下に制御し、熱間
圧延時の高温延性の優れたＴｉとＮ添加の快削鋼を提供
する。次に、このような高温延性はボロン（Ｂ）を添加
して逹成できる。すなわち、本発明はオーステナイト結
晶粒界でＳ及びＢｉより拡散速度が早いボロン（Ｂ）を
優先的に偏析させて、ＦｅＳ，溶融Ｂｉ等により招来す
る高温延性の減少を向上させることができるＢ及びＮ添
加快削鋼を提供する。

【００１９】次に、本発明で快削鋼材等の成分組成の限
定理由を説明する。上記Ｃは、加工品の表面あらさ及び
機械的性質を確保するために、０．０５％以上添加する
べきであるが、０．１５％を超過すると、パーライト組
織が増加して被削性が落ちるので、０．０５−０．１５
％の範囲に添加することが望ましい。

【００２０】上記Ｍｎは、必要なＭｎＳ介在物の量を確
保し、熱間圧延時、結晶粒界にＦｅＳの生成による熱間
脆化を抑制するために０．５％以上添加するべきだが、
２．０％以上を越える場合には、鋼の硬度が増加して被
削性の減少を招来するので、０．５−２．０％の範囲で
添加することが望ましい。上記Ｐは、被削体の表面あら
さを向上させるために、０．０１％以上添加するべきで
あるが、０．１％を越える場合には、機械的性質と冷間
加工性を確保するのが難しいので、０．０１−０．１％
の範囲で添加することが望ましい。

【００２１】上記Ｓは、ＢＵＥ（Built Up Edge ）の成
長抑制による被削体の表面あらさを改善するためのＭｎ
Ｓ介在物の形成のために０．１５％以上添加するべきだ
が、０．４％以上添加する場合、熱間加工性と冷間加工
性を確保するのは難しいので、０．１５−０．４％の範
囲で添加することが望ましい。上記Ｏは、熱間圧延時、
ＭｎＳ系介在物の延伸によって被削性が落ちることを防
止するために０．００３％以上添加するべきだが、０．
０２％を越える場合は、切削加工時、ＭｎＳ介在物の塑
性変形能の確保が難しいので、０．００３−０．０２％
の範囲で添加することが望ましい。

【００２２】上記Ｂｉは、鋼中にビスマス単独またはＭ
ｎＳに吸着されて存在するので、切削加工時、応力集中
の中心で作用してチップの曲率半径を減少させ、チップ
の処理性を改善させる。さらにビスマスは切削工具の表
面にＭｎＳ介在物の面積を増加させて被削体の表面あら
さ（surpace roughness）を改善する効果を表す。のみ
ならず、ビスマスは、切削加工熱で熔融されるので、チ
ップと切削工具との間の摩擦力を減少させ、また、切削
工具の磨耗を抑制する。したがって、０．０２％より小
さければ被削效果が落ちる。しかし、０．３％以上であ
れは熱間加工性が非常に悪くなる。

【００２３】Ｓｉは、ＭｎＳ介在物と複合介在物を形成
するＳｉＯ２を生成させる。このような複合介在物の塑
性変形能は非常に悪いために、工具の端にＭｎＳ系介在
物層の形成を妨害してＢＵＥを容易に生成して加工品の
表面あらさに悪影響を及ぼす。したがって、シリコンの
含量は可能な限り低くして、０．００１％を越えないよ
うにする。Ａｌは、Ａｌ２Ｏ３を形成してＭｎＳ介在物
と複合介在物を形成しやすい。このような複合介在物
は、ＭｎＳのＳｉＯ２複合介在物と同じに塑性変形能が
非常に悪いために工具の端にＭｎＳ系介在物層の形成を
妨害してＢＵＥの形成が容易なので、加工品の表面あら
さに悪影響を及ぼす。また、Ａｌ２Ｏ３は非常に硬する
ために切削工具の磨耗を促進させる。したがって、アル
ミニウムの含量は０．０００９％を越えないことが望ま
しい。

【００２４】上記チタニウム（Ｔｉ）は、鋼中で固溶さ
れ窒素及び炭素などと結合して、ＴｉＮ，Ｔｉ（ＣＮ）
及びＴｉＣ等を析出する。この場合、ＴｉＮ，Ｔｉ（Ｃ
Ｎ），ＴｉＣの順で高い温度で析出する。換言すると、
ＴｉＮが最も高い温度で再固溶する。ＴｉＮの正確な再
固溶温度はＴｉとＮの溶解性によって決定されるが、通
常１２００℃以上の温度でも残留することが知られてい
る。したがって、再加熱時、オーステナイト結晶粒の成
長を抑制するためには、より高温でも安定なＴｉＮを利
用することが有利である。チタニウムを０．０２％以下
に添加すると、ＴｉＮの再固溶温度が低いために、結晶
粒の成長抑制に效果的であるが、０．１％以上添加した
場合には、ＴｉＮによる結晶粒成長抑制には效果的であ
るとしても、ＴｉＮにより結晶粒が硬化して結晶粒界が
相対的に弱くなり、高温延性を劣化させる。

【００２５】Ｂを鋼中に添加する目的は、通常、オース
テナイト結晶粒界に偏析されてフェーライト生成速度を
遅延させ、強度を向上させるためである。したがって、
ＭｎＳが快削鋼程度存在しない一般鋼では、結晶粒界に
偏析することができる程度のＢを０．００２０−０．０
０３％程度添加すると強度を向上させることができるよ
うになる。しかし、ＭｎＳが１．６−１．８重量％程度
の断面分率を持つＢｉ−Ｓ系快削鋼では、Ｂは、オース
テナイト結晶粒界外にＭｎＳとマトリクス組織の界面に
も偏析される。したがって、Ｂｉ−Ｓ系快削鋼には、通
常、鋼より多くの量のボロンを添加しなければならな
い。すなわち、０．００５％以下で添加すれば結晶粒界
に偏析されるボロンの量があまり小さいために、Ｂｉ，
Ｓなどがオーステナイト結晶粒界に偏析されることを效
果的で抑制できず、また、０．０１５％以上にあまりた
くさん添加すれば、オーステナイト結晶粒界にボロンの
析出物が形成されるので、Ｂｉ，Ｓなどが偏析されなく
てもオーステナイト結晶粒界が脆弱になるので高温延性
は低下する。

【００２６】上記窒素（Ｎ）は、チタニウムを添加した
鋼中では、ＴｉＮやＴｉ（ＣＮ）の形で析出し、高温で
は結晶粒を微細化させ、常温では析出硬化する。したが
って、結晶粒を微細化させるためにＴｉＮを利用するた
めには、適当量の窒素濃度を必要とし、あまりにたくさ
ん添加すれば、電位との相互作用により時效硬化され、
常温脆化が誘発され得る。したがって、０．００３〜
０．０１％の範囲で限定する必要がある。一方、上記ボ
ロンを添加した鋼中で添加できたＮは、ＢＮ等で析出さ
れるので、結晶粒界に偏析される有效ボロンの量を減少
させる。したがって、０．００７％以下に限定する必要
がある。

【００２７】上記と共に組成される鋼には、ＭｎＳ及び
Ｂｉを吸着したＭｎＳ介在物、及び金属性Ｂｉが形成さ
れるが、この時、介在物の断面分率は、先ず、ＭｎＳ及
びＢｉを吸着したＭｎＳ介在物の断面分率が０．５−
２．０％であることが望ましい。その理由は、上記介在
物の断面分率が０．５％以下ならば、切削性が低下し、
また、高温脆化が支鉄とＭｎＳの界面脆化から結晶粒界
脆化に移行して、２．０％以上ならば、熱間加工性が低
下するためである。

【００２８】そして、金属性Ｂｉ介在物の断面分率が
０．０３−０．３％であることが望ましいが、その理由
は、断面分率が０．０３％以下ならば、切削性が低下
し、０．３％以上にならば熱間加工性が低下するためで
ある。上記二つの介在物は、各々その長さが５−２０um
で、幅が１−１０umであることが望ましい。その理由
は、介在物があまり微細であると、応力集中の中心とし
ての役割が減少して切削效果がなくなり、また、あまり
粗大であると、被削性及び熱間加工性が低下するためで
ある。そして、この介在物等の形状比（長さ／幅）があ
まり小さければ、被削性が低下し、形状比があまり大き
ければ、高温変形時、熱間圧延の方向で素材が裂ける可
能性が高まることから、形状比の適切な値は、１−２が
望ましい。

【００２９】次に、本発明の快削鋼等の製造方法を説明
する。まず、再加熱温度の調節による本発明の快削鋼の
製造方法を説明する。上記のようにＴｉ，Ｂ及びＮが添
加されない組成の快削鋼ブルーム（bloom）を利用して
圧延のために再加熱温度を８５０−１０００℃の範囲に
限定する。これは、上記再加熱温度が８５０℃にできな
い場合は、圧延温度があまり低くて、延性が低下し、１
０００℃を超過すると結晶粒が成長してしまうためであ
る。このような再加熱温度の調節によりオーステナイト
結晶粒度が６０umを超えなくなる。これに伴い、６０％
以上の優れた高温延性の確保を可能にするので、後続す
る鋼片圧延及び線材圧延時、表面欠陥の発生を防止でき
る。一方、上記再加熱温度での維持時間は１分以上とす
ることが望ましい。

【００３０】次に、Ｔｉ及びＮを添加した本発明の快削
鋼の製造方法を説明する。上記のようにチタニウム０．
０−０．１％，窒素０．００３−０．０１％を含有した
快削鋼ブルーム（bloom）を利用して通常の温度で再加
熱する。この時１０００℃以上の高温の再加熱温度でも
不溶性のＴｉＮなどと同じ析出物の作用でオーステナイ
ト結晶粒度を６０um以下で調整が可能であるので、高温
延性が６０％以上確保できる。これに伴い、後続する鋼
片圧延及び線材圧延温度の範囲が８５０−１２００℃
で、１０００℃以下に拡張できる。この時、圧延温度の
範囲を８５０−２００℃としたことは、圧延温度が８５
０℃未満の場合、熱間圧延時に、表面欠陥が発生する虞
があり、また、１２００℃以上の場合には、結晶粒界が
部分的に熔融されるために、結晶粒界の脆化による表面
欠陥が発生するためである。

【００３１】次に、Ｂ及びＮを添加した本発明の快削鋼
の製造方法を説明する。上記と共にボロンを０．００５
〜０．０１５％，窒素を０．００７％以下に含有した快
削鋼ブルーム（bloom）を通常の再加熱方法で再加熱し
た後、８００−１２００℃の温度で鋼片圧延を行なう。
そしてこの時、得られた鋼片（billet）を再加熱した
後、８００−１２００℃の温度で線材圧延すると、高温
延性が優れ、表面欠陥がない快削鋼線材が得られる。こ
こで、鋼片圧延と線材圧延の温度は、何れも８００−１
２００℃とする。その理由は、圧延温度が８００℃未満
の場合には、熱間圧延時、表面欠陥が発生する虞があ
り、圧延負荷が大きく、大容量の圧延機を必要とするの
で、実用性がなく、１２００℃以上の場合には、結晶粒
界が部分的に熔融されるために結晶粒界の脆化による表
面欠陥が発生するためである。すなわち、本発明によっ
て熱間圧延温度の範囲が１０００℃以下に拡張される。

【００３２】以下、本発明の実施例を通して具体的に説
明する。 ［実施例 １］下記表１と同じ成分を持つ試験片を準備
した。この時、ＭｎＳとビスマスを吸着したＭｎＳ介在
物の断面分率が１．５−２．０％，ビスマス介在物だけ
の断面分率が０．１５−０．２％含有している。また、
この介在物の長さは、５−１５um、幅は５−１５umであ
り、幅に対する長さの比率は１−２程度である。ビスマ
ス介在物の断面分率は走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）の映
像（２００倍率）で計算したものである。

【００３３】

【表１】

【００３４】上記表１に表した鋼の種類Ａを利用した試
験片を下記表２と同じ再加熱條件で加熱して、引張試験
を行った。各温度別の破断面減少率を求め、その結果を
高温延性で、下記表２に表し、また、オーステナイト結
晶粒度を測定して、その結果も下記表２に表した。

【００３５】

【表２】

【００３６】上記表２で分かるように、オーステナイト
結晶粒度が１２１umになれば、９００℃以下の温度で破
断面減少率は６０％以下であるから、９００℃で熱間圧
延すると表面欠陥が発生するようになる。しかし、再加
熱温度を制御してオーステナイト結晶粒度を６０um以下
となるように微細化すれば、破断面減少率は６０％以上
に増加し、９００℃で熱間圧延しても、表面欠陥は発生
しない。すなわち、本発明によって、オーステナイト粒
度を制御することにより、９００℃近辺の比較的低温で
も表面欠陥の発生を防止しながら熱間圧延をすることが
可能になる。

【００３７】上記本発明の実施例で、破断面減少率を高
温延性の定量的評価の基準で使用したが、その理由を説
明すると次の通りである。熱間脆化を予測するために高
温引張試験片の破断面減少率を測定した時、破断面減少
率が６０％以上の破断材を観察すると、ビスマスを吸着
したＭｎＳ介在物と支鉄の界面で空孔が生成されて、こ
の空孔が塑性変形率を伴い、成長した隣接する他の空孔
と合体して破断される延性破壊が起きる。反面、破断面
減少率が６０％以下の破断材は、Ｂｉを吸着したＭｎＳ
介在物と支鉄の界面とオーステナイト結晶粒界で空孔が
生成されるが、この空孔は、塑性変形を隨伴する成長で
なく、やがて亀裂に発展して隣接する他の亀裂と合体
し、破断する脆性破壊が起きる。また、断面減少率が６
０％以下の破断材で破断面減少率が減少するほど結晶粒
界破面率が増加する。したがって、引張試験片の破断面
減少率６０％が現れる温度を熱間圧延時に、表面欠陥が
発生する熱間脆化の基準に定めることができる。また、
破断面減少率は、高温延性の定量的評価の基準で活用で
きる。

【００３８】[実施例２〕下記表３と同じ成分を持つ試
験片を準備した。この時、ＭｎＳとビスマスを吸着した
ＭｎＳ介在物の断面分率が１．５−２．０％、ビスマス
介在物だけの断面分率が０．１５−０．２％含有されて
いる。また、この介在物の長さは、５−１５um、幅は５
−１５umであり、幅に対する長さの比率は１−２程度で
あった。ビスマス介在物の断面分率は走査型電子顯微鏡
（ＳＥＭ）の映像（２００倍率）で計算したものであ
る。

【００３９】下記表３に表した鋼の種類を利用した試験
片を下記表４と同じ再加熱條件で加熱して、引張試験を
行った。オーステナイト結晶粒度と各々のオーステナイ
ト結晶粒度を持つ素材を引張試験した時の破断面減少率
を求め、その結果を下記表３に表した。下記表４で分か
るように、再加熱温度が１２５０℃と高くても、チタニ
ウムと窒素を調整した鋼の種類（鋼の種類Ｔ１，Ｔ２，
Ｔ４）では、ＴｉＮが再加熱時にオーステナイト結晶粒
度の成長を抑制させるので、オーステナイト結晶粒度は
６０um以下で、この鋼の種類の８５０〜１０００℃の破
断面減少率は６０％以上として、熱間圧延時に表面欠陥
が発生する虞がない。しかし、チタニウムを添加した鋼
の種類でも、窒素濃度が低い鋼の種類（鋼の種類Ｔ３）
は、オーステナイト結晶粒度の成長を抑制するＴｉＮが
析出されないので、オーステナイト結晶粒度は８５umで
８５０〜１０００℃の破断面減少率を６０％以下とし
て、この温度で熱間圧延を行なうと、表面欠陥が発生す
る。

【００４０】また、窒素濃度を調整しても、チタニウム
を過度に添加した鋼の種類（鋼の種類Ｔ５）は、ＴｉＮ
の析出物がオーステナイト結晶粒度が５４um程度に微細
化されても、過度なＴｉＮの析出によって結晶粒界に対
する結晶粒の強度があまり大きいために、８５０〜１０
００℃の破断面減少率は６０％以下であるから、熱間圧
延時、表面欠陥が発生する。また、Ｔｉ及びＮが添加さ
れない鋼の種類（Ｔ０）の場合も、８５０〜９５０℃温
度で破断面減少率は６０％以下であるから、熱間圧延
時、表面欠陥が発生する。したがってチタニウムと窒素
を所定量添加した鋼の種類（Ｔ１，Ｔ２及び Ｔ４）だ
け１０００℃以上の温度範囲だけでなく、８５０〜１０
００℃の比較的低温でも優れた高温延性を持つことを分
かる。

【００４１】

【表３】

【００４２】

【表４】

【００４３】[実施例３]下記表５と共に組成した素材を
高温で引張試験を行い、破断面減少率を測定した後で、
その結果を下記表６に表した。下記表５及び６に表れた
ように、本発明によって組成した鋼の種類である発明鋼
（１−３）の場合、ボロンが結晶粒界にまず偏析され
て、Ｂｉ，Ｓ等の偏析を抑制するために、８００−１０
００℃で破断面減少率が７０％以上として、高温延性が
優れていることが分かる。したがって、表面欠陥が発生
する虞がない。反面、ボロンを添加しない比較鋼（１）
の場合、８００〜９５０℃温度で破断面減少率が６０％
以下で熱間脆化が発生し、高温延性が脆化になって、ボ
ロンを添加した鋼の種類でもボロンの濃度が低い比較鋼
（２−３）の場合、オーステナイト結晶粒界に偏析され
たボロンの量が少ないために、８００−９００℃で破断
面減少率が６０％以下で熱間脆化を抑制するような高温
延性を確保できなかった。

【００４４】また、ボロンの濃度が高い比較鋼（４）の
場合、結晶粒界にボロンが多く析出された９００℃以上
の高温でも破断面減少率が６０％以下で高温延性を悪化
させる。したがって、ボロンを所定量添加する本発明鋼
は、ボロンを添加しない比較鋼に比べて、８００〜１０
００℃の温度範囲で優秀な高温延性を持ち、熱間圧延時
表面欠陥が発生しないことが分かる。

【００４５】一方、ボロンを添加する本発明鋼（１〜
３）とボロンを添加しない比較鋼（１）を比較してみれ
ば、比較的高い圧延温度下でも、発明鋼（１〜３）が比
較鋼（１）に比べて高温延性がはるかに優れていること
が分かる。例えば、１０００〜１１００℃の圧延温度範
囲で発明鋼（１〜３）の破断面減少率は９０％以上に比
べて比較鋼（１）は９０％以下を表している。したがっ
て、ボロンを添加する発明鋼はボロンを添加しない比較
鋼に比べて、１０００℃以上の高い圧延温度下で高温延
性が優れているでけでなく、８００〜１０００℃の比較
的低温の圧下温度下でも高温延性が優れていることが分
かる。

【００４６】

【表５】

【００４７】

【表６】

【００４８】[実施例４]実施例３の表５と共に組成した
鋼片を１２５０℃の温度で３時間、再加熱した後で、下
記表６に現れた温度で熱間線材圧延を行った後に、表面
欠陥の発生程度を確認し、その結果を下記表７に表し
た。下記表７に表れたように、比較鋼（１−２）を８０
０−９５０℃で熱間圧延すると、表面欠陥が発見できる
が、本発明鋼（１−３）の場合、８００℃程度の低温の
圧延温度でも表面欠陥が発生しなかった。

【００４９】

【表７】

【００５０】

【発明の效果】以上説明したように、本発明によると、
高温延性が優れたビスマス（Ｂｉ）−硫黄（Ｓ）系快削
鋼を実現することができ、この快削鋼は低温でも圧延が
可能であり、この場合でも表面欠陥が発生しないことか
ら、生産性が向上する優れた效果を奏する。

─────────────────────────────────────────────────────

【手続補正書】

【提出日】平成１２年６月７日（２０００．６．７）

【手続補正１】

【補正対象書類名】明細書

【補正対象項目名】全文

【補正方法】変更

【補正内容】

【書類名】 明細書

【発明の名称】 高温延性に優れたビスマス（Ｂｉ）−
硫黄（Ｓ）系快削鋼、及びその製造方法

【特許請求の範囲】

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明はビスマス（Ｂｉ）−
硫黄（Ｓ）系の快削鋼、及びその製造方法に関するもの
であり、詳細には、低温の圧延温度においても表面欠陥
が生じない、高温延性に優れた快削鋼及びその製造方法
に関するものである。

【０００２】

【従来の技術】快削鋼は優れた被削性が要求されるカメ
ラ、時計などの精密加工性を要求される小部品の製造に
使用される素材であり、さらに近年には、自動車、時計
及びカメラなどの生産増加に伴って、被削性を改善させ
る鉛などの元素が添加された鉛−硫黄系快削鋼が開発さ
れ、切削加工時の高速化及び自動化に適した鋼材として
実用化されている。しかしながら、鉛は、人体に対して
有毒であることから、この問題を解決するためにビスマ
ス（Ｂｉ）−硫黄（Ｓ）系快削鋼が開発されている。

【０００３】一般的にビスマス（Ｂｉ）−硫黄（Ｓ）系
快削鋼は、鋼に非金属性または金属性介在物を含ませ、
被削性能を向上，改善させている。この非金属性介在物
の代表的なものがＭｎＳであり、前記金属性介在物は、
鋼中に固溶度がほとんどないビスマス（Ｂｉ）などの低
融点金属である。このような介在物は、切削加工時にお
いて応力集中の中心に作用し、介在物と支鉄（matrix
structure）の界面で空孔（void）の生成と亀裂の成長
を容易にし、切削に必要な力を減少させる。切削加工熱
により軟化したり、溶融して、チップと切削工具（too
l）の界面で潤滑剤として作用し、工具の磨耗を抑制
し、また、切削加工に必要な力を減少させる。

【０００４】ＭｎＳを形成するために添加される硫黄
は、Ｍｎの含量が充分でなくても、また、Ｍｎの含量が
充分であっても、凝固または冷却が急に起これば過飽和
になる。連続鋳造時、鋳片はその表面が一定な厚さだけ
急速凝固した組織が生じ、次にその内部には、柱状結晶
が生じて、この柱状晶の間にＭｎＳが晶出される。しか
し、chill晶と呼ばれる急速凝固によってできた組織で
は、硫黄がＭｎＳを形成できずに過飽和になっている。
かくして、過飽和の硫黄は、冷却または再加熱中に、一
部はＭｎＳとなって析出し、一部は結晶粒界に熱間脆性
を起こすＦｅＳとして析出する。この鋼中には、硫黄だ
けでなく固溶度がほとんどない気体成分も過飽和になっ
ているので、固体での固溶度を超過するこれらの気体成
分は微細なピンホール（pin hole）として残留するよ
うになる。

【０００５】一方、切削加工に有用なビスマス（Ｂｉ）
は、鋼に固溶性がほとんどなく、溶融点が低いために、
ＭｎＳ介在物を意図的に生成させない一般炭素鋼では、
主に結晶粒界に薄いフィルム（flim）形に析出して結晶
粒界脆化を起こす。これに対し、ＭｎＳ介在物を意図的
に生成させた快削鋼では、ビスマス（Ｂｉ）がＭｎＳ介
在物に吸着されて晶出するので、ＭｎＳ介在物と支鉄の
オーステナイト界面またはオーステナイト結晶粒界に析
出して、熱間脆化を誘発させる。上記ＭｎＳ介在物と支
鉄のオーステナイトの界面に存在する液状のビスマス
（Ｂｉ）は、略９００−１０００℃で、延性の低下を引
き起し、オーステナイトの結晶粒界に存在する液状のビ
スマス（Ｂｉ）は、約８００−９００℃で延性を低下さ
せる。このように、熱間圧延中に延性が急激に低下する
と、熱間圧延した線材の表面に欠陥が生じる。この問題
は、特に、８００−９００℃で延性が低下する場合に顕
著に発生する。

【０００６】このような表面欠陥は大きく２つに分類で
きる。その一は、スキャブ（scab：かさぶた）によって
引き起こされる大型欠陥であり、これらの長さは５−１
０mm程度であり、その分布間隔は不均一であるが、通
常、数mmである。また、他の表面の欠陥は、線材の長さ
方向に発生する微細な亀裂であり、長さが１mm以下で、
その分布間隔は数μmであり、多少規則性がある。これ
らの欠陥は、多数の微細な亀裂において、当該微細な亀
裂の一部が起点となって伸びた、液状のビスマス（Ｂ
ｉ）を吸着したＭｎＳとマトリクス組織との界面に、ピ
ンホール（pin hole）内または結晶粒界上に形成され
る。

【０００７】したがって、従来は、欠陥の起点となる微
細な亀裂の生成を抑制するために、または、微細な亀裂
が生成していてもそれ以上の成長を抑制するために圧延
温度を、通常１０００℃以上に高くし、マトリクス組織
の延性を向上させることにより、欠陥の生成を抑制して
いた。しかし、圧延温度を高めることによって圧延設備
の維持の困難性や生産性の低下などの問題が生じること
から、比較的低温の圧延温度でも表面欠陥の生成が抑制
される優れた延性を確保できるビスマス（Ｂｉ）−硫黄
（Ｓ）系快削鋼が要求されている。

【０００８】

【発明が解決しようとする課題】したがって本発明の目
的は、結晶粒の成長を抑制することにより結晶粒を微細
化させ、比較的低い圧延温度の範囲でも表面欠陥の発生
を防止することができる高温延性に優れたビスマス（Ｂ
ｉ）−硫黄（Ｓ）系快削鋼及びその製造方法を提供する
ことである。

【０００９】 また、本発明の他の目的は、ＴｉとＮを添
加して再加熱温度が高くても、高温で再固溶しない微細
に存在する析出物を利用して結晶粒界の移動を妨害し、
結晶粒を微細化させて、比較的低い圧延温度範囲でも表
面欠陥の発生を防止できる高温延性に優れたビスマス
（Ｂｉ）−硫黄（Ｓ）系快削鋼及びその製造方法を提供
ことである。また、本発明のいま一つの目的は、ＢとＮ
を添加して、オーステナイト結晶粒界にＳ及びＢｉより
拡散速度が早いボロンを優先的に偏析させ、比較的低い
圧延温度範囲でのＦｅＳ、熔融Ｂｉ等に起因する表面欠
陥の発生を防止できる高温延性に優れたビスマス（Ｂ
ｉ）−硫黄（Ｓ）系快削鋼及びその製造方法を提供する
ことである。

【００１０】

【課題を解決するための手段】上記目的を逹成するため
に本発明においては、重量％で、炭素（Ｃ）：０．０５
−０．１５％，マンガン（Ｍｎ）：０．５−２．０％，
硫黄（Ｓ）：０．１５−０．４％，燐（Ｐ）：０．０１
−０．１％，酸素（Ｏ）：０．００３−０．０２％，ビ
スマス（Ｂｉ）：０．０３−０．３％，シリコン（Ｓ
ｉ）：０．０１％以下、アルミニウム（Ａｌ）：０．０
００９％以下と、残部が鉄（Ｆｅ）及び不可避の不純物
から成り、かつ、ＭｎＳ又はビスマスを吸着したＭｎＳ
介在物と金属性ビスマス介在物とを含有し、前記ＭｎＳ
及びビスマスを吸着したＭｎＳ介在物の断面分率が、
０．５％−２．０％であり、かつ、金属性ビスマス介在
物の断面分率が０．０３％−０．３％であり、上記二つ
の介在物が各々その長さが５−２０μｍで、幅が１−１
０μｍであることを特徴とする高温延性に優れたＢｉ−
Ｓ系快削鋼とする。

【００１１】 また、本発明は、重量％で、炭素（Ｃ）：
０．０５−０．１５％，マンガン（Ｍｎ）：０．５−
２．０％，硫黄（Ｓ）：０．１５−０．４％，燐
（Ｐ）：０．０１−０．１％，酸素（Ｏ）：０．００３
−０．０２％，ビスマス（Ｂｉ）：０．０３−０．３
％，シリコン（Ｓｉ）：０．０１％以下，アルミニウム
（Ａｌ）：０．０００９％以下，チタニウム（Ｔｉ）：
０．０２−０．１％，窒素（Ｎ）：０．００３−０．０
１％と、残部が鉄（Ｆｅ）及び不可避な不純物で組成さ
れるＭｎＳ及びビスマスを吸着したＭｎＳ介在物と金属
性ビスマス介在物とを含有し、前記ＭｎＳ及びビスマス
を吸着したＭｎＳ介在物の断面分率が、０．５％−２．
０％であり、かつ、金属性ビスマス介在物の断面分率が
０．０３％−０．３％であり、上記二つの介在物が各々
その長さが５−２０μｍで、幅が１−１０μｍであるこ
とを特徴とする高温延性が優れたＢｉ−Ｓ系快削鋼とす
る。

【００１２】また、本発明は、重量％で、Ｃ：０．０５
−０．１５％，Ｍｎ：０．５−２．０％，Ｓ：０．１５
−０．４％，Ｐ：０．０１−０．１％，Ｏ：０．００３
−０．０２％，Ｂｉ：０．０２−０．３％，Ｓｉ：０．
０１％以下，Ａｌ：０．０００９％以下，Ｎ：０．００
７％以下，Ｂ：０．００５０−０．０１５％と、残部が
鉄（Ｆｅ）及び不可避の不純物で成り、ＭｎＳ又はビス
マスを吸着したＭｎＳ介在物と金属性ビスマス介在物を
含有することを特徴とする高温延性に優れたＢｉ−Ｓ系
快削鋼とする。

【００１３】さらに、本発明は、前記のＭｎＳ及びビス
マスを吸着したＭｎＳ介在物の断面分率が、０．５％−
２．０％であり、かつ、金属性ビスマス介在物の断面分
率が０．０３％−０．３％であり、上記二つの介在物が
各々その長さが５−２０μｍで、幅が１−１０μｍとす
ることを特徴とする高温延性に優れたＢｉ−Ｓ系快削鋼
とする。

【００１４】また、本発明は、重量％で、Ｃ：０．０５
−０．１５％，Ｍｎ：０．５−２．０％，Ｓ：０．１５
−０．４％，Ｐ：０．０１−０．１％，Ｏ：０．００３
−０．０２％，Ｂｉ：０．０２−０．３％，Ｓｉ：０．
０１％以下，Ａｌ：０．０００９％以下，Ｎ：０．００
７％以下，Ｂ：０．００５−０．０１５％と、残部が鉄
（Ｆｅ）及び不可避の不純物で成るブルーム（bloom）
を再加熱し、８００−１２００℃の温度で鋼片圧延し、
得られた鋼片（billet）を再加熱し、８００−１２００
℃の温度で線材圧延をすることを特徴とする高温延性に
優れたＢｉ−Ｓ系快削鋼の製造方法とする。

【００１５】さらに、本発明は、上記における鋼片圧延
と線材圧延を８００〜１０００℃の温度で行うことによ
り、表面欠陥の発生を防止したことを特徴とするる高温
延性に優れたＢｉ−Ｓ系快削鋼の製造方法とする。

【００１６】さらに、本発明は、上記における鋼片圧延
と線材圧延を１０００〜１１００℃の温度範囲で行な
い、破断面減少率を９０％以上とすることを特徴とする
高温延性に優れたＢｉ−Ｓ系快削鋼の製造方法とする。

【００１７】

【発明の実施の形態】以下、本発明の実施の形態を詳細
に説明する。Ｂｉ−Ｓ快削鋼は、９５０℃以上で熱間圧
延できるが、６０％以上の高温延性を確保して表面欠陥
を防止するためには１０００℃以上の高温で熱間圧延を
行なうのが一般的である。すなわち、圧延温度が１００
０℃以下に低下すると高温延性が６０％以下に落ちるの
で、熱間圧延時に表面欠陥が発生する虞がある。したが
って、本発明は１０００℃以下の比較的低い温度下でも
優れた高温延性を確保して表面欠陥を防止できる快削鋼
を提供することにその特徴がある。

【００１８】 先ず、このような高温延性は、結晶粒の微
細化により逹成できる。すなわち、結晶粒微細化による
結晶粒界面積の増加は、相対的にビスマスが偏析してで
きた結晶粒界面積の分率を減少させて、ビスマスによる
結晶粒界脆化を抑制することができるだけでなく、結晶
粒自体の微細化だけでも、結晶粒界の三重点で発生する
空孔（void）の大きさが小さくなって、再結晶を容易に
するので、延性を向上させることができる。このよう
に、高温延性を向上させる結晶粒微細化によって、再加
熱時に結晶粒の成長を抑制することを可能とする。

【００１９】 したがって、本発明は、結晶粒の成長を抑
制し、結晶粒界の移動を妨害してオーステナイト結晶粒
度を６０um以下に維持するように制御して熱間圧延時に
高温延性が優れた快削鋼を提供する。 また、本発明は
再加熱温度が高くても高温で再固溶しないので、微細に
存在するＴｉＮなどの析出物を利用して結晶粒界の移動
を妨害してオーステナイト結晶粒度を６０μm以下に制
御し、熱間圧延時の高温延性の優れたＴｉとＮ添加の快
削鋼を提供する。次に、このような高温延性はボロン
（Ｂ）を添加して逹成できる。すなわち、本発明はオー
ステナイト結晶粒界でＳ及びＢｉより拡散速度が早いボ
ロン（Ｂ）を優先的に偏析させて、ＦｅＳ，溶融Ｂｉ等
により招来する高温延性の減少を向上させることができ
るＢ及びＮ添加快削鋼を提供する。

【００２０】 次に、本発明で快削鋼材等の成分組成の限
定理由を説明する。上記Ｃは、加工品の表面あらさ及び
機械的性質を確保するために、０．０５％以上添加する
べきであるが、０．１５％を超過すると、パーライト組
織が増加して被削性が落ちるので、０．０５−０．１５
％の範囲に添加することが望ましい。

【００２１】 上記Ｍｎは、必要なＭｎＳ介在物の量を確
保し、熱間圧延時、結晶粒界にＦｅＳの生成による熱間
脆化を抑制するために０．５％以上添加するべきだが、
２．０％以上を越える場合には、鋼の硬度が増加して被
削性の減少を招来するので、０．５−２．０％の範囲で
添加することが望ましい。上記Ｐは、被削体の表面あら
さを向上させるために、０．０１％以上添加するべきで
あるが、０．１％を越える場合には、機械的性質と冷間
加工性を確保するのが難しいので、０．０１−０．１％
の範囲で添加することが望ましい。

【００２２】 上記Ｓは、ＢＵＥ（Built Up Edge ）の成
長抑制による被削体の表面あらさを改善するためのＭｎ
Ｓ介在物の形成のために０．１５％以上添加するべきだ
が、０．４％以上添加する場合、熱間加工性と冷間加工
性を確保するのは難しいので、０．１５−０．４％の範
囲で添加することが望ましい。上記Ｏは、熱間圧延時、
ＭｎＳ系介在物の延伸によって被削性が落ちることを防
止するために０．００３％以上添加するべきだが、０．
０２％を越える場合は、切削加工時、ＭｎＳ介在物の塑
性変形能の確保が難しいので、０．００３−０．０２％
の範囲で添加することが望ましい。

【００２３】 上記Ｂｉは、鋼中にビスマス単独またはＭ
ｎＳに吸着されて存在するので、切削加工時、応力集中
の中心で作用してチップの曲率半径を減少させ、チップ
の処理性を改善させる。さらにビスマスは切削工具の表
面にＭｎＳ介在物の面積を増加させて被削体の表面あら
さ（surpace roughness）を改善する効果を表す。のみ
ならず、ビスマスは、切削加工熱で熔融されるので、チ
ップと切削工具との間の摩擦力を減少させ、また、切削
工具の磨耗を抑制する。したがって、０．０２％より小
さければ被削効果が落ちる。しかし、０．３％以上であ
れは熱間加工性が非常に悪くなる。

【００２４】 Ｓｉは、ＭｎＳ介在物と複合介在物を形成
するＳｉＯ_２を生成させる。このような複合介在物の塑
性変形能は非常に悪いために、工具の端にＭｎＳ系介在
物層の形成を妨害してＢＵＥを容易に生成して加工品の
表面あらさに悪影響を及ぼす。したがって、シリコンの
含量は可能な限り低くして、０．００１％を越えないよ
うにする。Ａｌは、Ａｌ_２Ｏ_３を形成してＭｎＳ介在物
と複合介在物を形成しやすい。このような複合介在物
は、ＭｎＳのＳｉＯ_２複合介在物と同じに塑性変形能が
非常に悪いために工具の端にＭｎＳ系介在物層の形成を
妨害してＢＵＥの形成が容易なので、加工品の表面あら
さに悪影響を及ぼす。また、Ａｌ_２Ｏ_３は非常に硬する
ために切削工具の磨耗を促進させる。したがって、アル
ミニウムの含量は０．０００９％を越えないことが望ま
しい。

【００２５】 上記チタニウム（Ｔｉ）は、鋼中で固溶さ
れ窒素及び炭素などと結合して、ＴｉＮ，Ｔｉ（ＣＮ）
及びＴｉＣ等を析出する。この場合、ＴｉＮ，Ｔｉ（Ｃ
Ｎ），ＴｉＣの順で高い温度で析出する。換言すると、
ＴｉＮが最も高い温度で再固溶する。ＴｉＮの正確な再
固溶温度はＴｉとＮの溶解性によって決定されるが、通
常１２００℃以上の温度でも残留することが知られてい
る。したがって、再加熱時、オーステナイト結晶粒の成
長を抑制するためには、より高温でも安定なＴｉＮを利
用することが有利である。チタニウムを０．０２％以下
に添加すると、ＴｉＮの再固溶温度が低いために、結晶
粒の成長抑制に效果的であるが、０．１％以上添加した
場合には、ＴｉＮによる結晶粒成長抑制には效果的であ
るとしても、ＴｉＮにより結晶粒が硬化して結晶粒界が
相対的に弱くなり、高温延性を劣化させる。

【００２６】 Ｂを鋼中に添加する目的は、通常、オース
テナイト結晶粒界に偏析されてフェーライト生成速度を
遅延させ、強度を向上させるためである。したがって、
ＭｎＳが快削鋼程度存在しない一般鋼では、結晶粒界に
偏析することができる程度のＢを０．００２０−０．０
０３％程度添加すると強度を向上させることができるよ
うになる。しかし、ＭｎＳが１．６−１．８重量％程度
の断面分率を持つＢｉ−Ｓ系快削鋼では、Ｂは、オース
テナイト結晶粒界外にＭｎＳとマトリクス組織の界面に
も偏析される。したがって、Ｂｉ−Ｓ系快削鋼には、通
常、鋼より多くの量のボロンを添加しなければならな
い。すなわち、０．００５％以下で添加すれば結晶粒界
に偏析されるボロンの量があまり小さいために、Ｂｉ，
Ｓなどがオーステナイト結晶粒界に偏析されることを效
果的で抑制できず、また、０．０１５％以上にあまりた
くさん添加すれば、オーステナイト結晶粒界にボロンの
析出物が形成されるので、Ｂｉ，Ｓなどが偏析されなく
てもオーステナイト結晶粒界が脆弱になるので高温延性
は低下する。

【００２７】 上記窒素（Ｎ）は、チタニウムを添加した
鋼中では、ＴｉＮやＴｉ（ＣＮ）の形で析出し、高温で
は結晶粒を微細化させ、常温では析出硬化する。したが
って、結晶粒を微細化させるためにＴｉＮを利用するた
めには、適当量の窒素濃度を必要とし、あまりにたくさ
ん添加すれば、電位との相互作用により時效硬化され、
常温脆化が誘発され得る。したがって、０．００３〜
０．０１％の範囲で限定する必要がある。一方、上記ボ
ロンを添加した鋼中で添加できたＮは、ＢＮ等で析出さ
れるので、結晶粒界に偏析される有效ボロンの量を減少
させる。したがって、０．００７％以下に限定する必要
がある。

【００２８】 上記と共に組成される鋼には、ＭｎＳ及び
Ｂｉを吸着したＭｎＳ介在物、及び金属性Ｂｉが形成さ
れるが、この時、介在物の断面分率は、先ず、ＭｎＳ及
びＢｉを吸着したＭｎＳ介在物の断面分率が０．５−
２．０％であることが望ましい。その理由は、上記介在
物の断面分率が０．５％以下ならば、切削性が低下し、
また、高温脆化が支鉄とＭｎＳの界面脆化から結晶粒界
脆化に移行して、２．０％以上ならば、熱間加工性が低
下するためである。

【００２９】 そして、金属性Ｂｉ介在物の断面分率が
０．０３−０．３％であることが望ましいが、その理由
は、断面分率が０．０３％以下ならば、切削性が低下
し、０．３％以上にならば熱間加工性が低下するためで
ある。上記二つの介在物は、各々その長さが５−２０μ
mで、幅が１−１０μmであることが望ましい。その理由
は、介在物があまり微細であると、応力集中の中心とし
ての役割が減少して切削效果がなくなり、また、あまり
粗大であると、被削性及び熱間加工性が低下するためで
ある。そして、この介在物等の形状比（長さ／幅）があ
まり小さければ、被削性が低下し、形状比があまり大き
ければ、高温変形時、熱間圧延の方向で素材が裂ける可
能性が高まることから、形状比の適切な値は、１−２が
望ましい。

【００３０】 次に、本発明の快削鋼等の製造方法を説明
する。まず、再加熱温度の調節による本発明の快削鋼の
製造方法を説明する。上記のようにＴｉ，Ｂ及びＮが添
加されない組成の快削鋼ブルーム（bloom）を利用して
圧延のために再加熱温度を８５０−１０００℃の範囲に
する。これは、上記再加熱温度が８５０℃にできない場
合は、圧延温度があまり低くて、延性が低下し、１００
０℃を超過すると結晶粒が成長してしまうためである。
このような再加熱温度の調節によりオーステナイト結晶
粒度が６０μmを超えなくなる。これに伴い、６０％以
上の優れた高温延性の確保を可能にするので、後続する
鋼片圧延及び線材圧延時、表面欠陥の発生を防止でき
る。一方、上記再加熱温度での維持時間は１分以上とす
ることが望ましい。

【００３１】 次に、Ｔｉ及びＮを添加した本発明の快削
鋼の製造方法を説明する。上記のようにチタニウム０．
０−０．１％，窒素０．００３−０．０１％を含有した
快削鋼ブルーム（bloom）を利用して通常の温度で再加
熱する。この時１０００℃以上の高温の再加熱温度でも
不溶性のＴｉＮなどと同じ析出物の作用でオーステナイ
ト結晶粒度を６０um以下で調整が可能であるので、高温
延性が６０％以上確保できる。これに伴い、後続する鋼
片圧延及び線材圧延温度の範囲が８５０−１２００℃
で、１０００℃以下に拡張できる。この時、圧延温度の
範囲を８５０−２００℃としたことは、圧延温度が８５
０℃未満の場合、熱間圧延時に、表面欠陥が発生する虞
があり、また、１２００℃以上の場合には、結晶粒界が
部分的に熔融されるために、結晶粒界の脆化による表面
欠陥が発生するためである。

【００３２】 次に、Ｂ及びＮを添加した本発明の快削鋼
の製造方法を説明する。上記と共にボロンを０．００５
〜０．０１５％，窒素を０．００７％以下に含有した快
削鋼ブルーム（bloom）を通常の再加熱方法で再加熱し
た後、８００−１２００℃の温度で鋼片圧延を行なう。
そしてこの時、得られた鋼片（billet）を再加熱した
後、８００−１２００℃の温度で線材圧延すると、高温
延性が優れ、表面欠陥がない快削鋼線材が得られる。こ
こで、鋼片圧延と線材圧延の温度は、何れも８００−１
２００℃とする。その理由は、圧延温度が８００℃未満
の場合には、熱間圧延時、表面欠陥が発生する虞があ
り、圧延負荷が大きく、大容量の圧延機を必要とするの
で、実用性がなく、１２００℃以上の場合には、結晶粒
界が部分的に熔融されるために結晶粒界の脆化による表
面欠陥が発生するためである。すなわち、本発明によっ
て熱間圧延温度の範囲が１０００℃以下に拡張される。

【００３３】 以下、本発明の実施例を通して具体的に説
明する。 ［実施例 １］下記表１と同じ成分を持つ試験片を準備
した。この時、ＭｎＳとビスマスを吸着したＭｎＳ介在
物の断面分率が１．５−２．０％，ビスマス介在物だけ
の断面分率が０．１５−０．２％含有している。また、
この介在物の長さは、５−１５um、幅は５−１５umであ
り、幅に対する長さの比率は１−２程度である。ビスマ
ス介在物の断面分率は走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）の映
像（２００倍率）で計算したものである。

【００３４】

【表１】

【００３５】上記表１に表した鋼の種類Ａを利用した試
験片を下記表２と同じ再加熱條件で加熱して、引張試験
を行った。各温度別の破断面減少率を求め、その結果を
高温延性で、下記表２に表し、また、オーステナイト結
晶粒度を測定して、その結果も下記表２に表した。

【００３６】

【表２】

【００３７】上記表２で分かるように、オーステナイト
結晶粒度が１２１umになれば、９００℃以下の温度で破
断面減少率は６０％以下であるから、９００℃で熱間圧
延すると表面欠陥が発生するようになる。しかし、再加
熱温度を制御してオーステナイト結晶粒度を６０um以下
となるように微細化すれば、破断面減少率は６０％以上
に増加し、９００℃で熱間圧延しても、表面欠陥は発生
しない。すなわち、本発明によって、オーステナイト粒
度を制御することにより、９００℃近辺の比較的低温で
も表面欠陥の発生を防止しながら熱間圧延をすることが
可能になる。

【００３８】 上記本発明の実施例で、破断面減少率を高
温延性の定量的評価の基準で使用したが、その理由を説
明すると次の通りである。熱間脆化を予測するために高
温引張試験片の破断面減少率を測定した時、破断面減少
率が６０％以上の破断材を観察すると、ビスマスを吸着
したＭｎＳ介在物と支鉄の界面で空孔が生成されて、こ
の空孔が塑性変形率を伴い、成長した隣接する他の空孔
と合体して破断される延性破壊が起きる。反面、破断面
減少率が６０％以下の破断材は、Ｂｉを吸着したＭｎＳ
介在物と支鉄の界面とオーステナイト結晶粒界で空孔が
生成されるが、この空孔は、塑性変形を隨伴する成長で
なく、やがて亀裂に発展して隣接する他の亀裂と合体
し、破断する脆性破壊が起きる。また、断面減少率が６
０％以下の破断材で破断面減少率が減少するほど結晶粒
界破面率が増加する。したがって、引張試験片の破断面
減少率６０％が現れる温度を熱間圧延時に、表面欠陥が
発生する熱間脆化の基準に定めることができる。また、
破断面減少率は、高温延性の定量的評価の基準で活用で
きる。

【００３９】 [実施例２〕下記表３と同じ成分を持つ試
験片を準備した。この時、ＭｎＳとビスマスを吸着した
ＭｎＳ介在物の断面分率が１．５−２．０％、ビスマス
介在物だけの断面分率が０．１５−０．２％含有されて
いる。また、この介在物の長さは、５−１５um、幅は５
−１５umであり、幅に対する長さの比率は１−２程度で
あった。ビスマス介在物の断面分率は走査型電子顯微鏡
（ＳＥＭ）の映像（２００倍率）で計算したものであ
る。

【００４０】 下記表３に表した鋼の種類を利用した試験
片を下記表４と同じ再加熱條件で加熱して、引張試験を
行った。オーステナイト結晶粒度と各々のオーステナイ
ト結晶粒度を持つ素材を引張試験した時の破断面減少率
を求め、その結果を下記表３に表した。下記表４で分か
るように、再加熱温度が１２５０℃と高くても、チタニ
ウムと窒素を調整した鋼の種類（鋼の種類Ｔ１，Ｔ２，
Ｔ４）では、ＴｉＮが再加熱時にオーステナイト結晶粒
度の成長を抑制させるので、オーステナイト結晶粒度は
６０um以下で、この鋼の種類の８５０〜１０００℃の破
断面減少率は６０％以上として、熱間圧延時に表面欠陥
が発生する虞がない。しかし、チタニウムを添加した鋼
の種類でも、窒素濃度が低い鋼の種類（鋼の種類Ｔ３）
は、オーステナイト結晶粒度の成長を抑制するＴｉＮが
析出されないので、オーステナイト結晶粒度は８５umで
８５０〜１０００℃の破断面減少率を６０％以下とし
て、この温度で熱間圧延を行なうと、表面欠陥が発生す
る。

【００４１】 また、窒素濃度を調整しても、チタニウム
を過度に添加した鋼の種類（鋼の種類Ｔ５）は、ＴｉＮ
の析出物がオーステナイト結晶粒度が５４um程度に微細
化されても、過度なＴｉＮの析出によって結晶粒界に対
する結晶粒の強度があまり大きいために、８５０〜１０
００℃の破断面減少率は６０％以下であるから、熱間圧
延時、表面欠陥が発生する。また、Ｔｉ及びＮが添加さ
れない鋼の種類（Ｔ０）の場合も、８５０〜９５０℃温
度で破断面減少率は６０％以下であるから、熱間圧延
時、表面欠陥が発生する。したがってチタニウムと窒素
を所定量添加した鋼の種類（Ｔ１，Ｔ２及びＴ４）だけ
１０００℃以上の温度範囲だけでなく、８５０〜１００
０℃の比較的低温でも優れた高温延性を持つことを分か
る。

【００４２】

【表３】

【００４３】

【表４】

【００４４】[実施例３]下記表５と共に組成した素材を
高温で引張試験を行い、破断面減少率を測定した後で、
その結果を下記表６に表した。下記表５及び６に表れた
ように、本発明によって組成した鋼の種類である発明鋼
（１−３）の場合、ボロンが結晶粒界にまず偏析され
て、Ｂｉ，Ｓ等の偏析を抑制するために、８００−１０
００℃で破断面減少率が７０％以上として、高温延性が
優れていることが分かる。したがって、表面欠陥が発生
する虞がない。反面、ボロンを添加しない比較鋼（１）
の場合、８００〜９５０℃温度で破断面減少率が６０％
以下で熱間脆化が発生し、高温延性が脆化になって、ボ
ロンを添加した鋼の種類でもボロンの濃度が低い比較鋼
（２−３）の場合、オーステナイト結晶粒界に偏析され
たボロンの量が少ないために、８００−９００℃で破断
面減少率が６０％以下で熱間脆化を抑制するような高温
延性を確保できなかった。

【００４５】 また、ボロンの濃度が高い比較鋼（４）の
場合、結晶粒界にボロンが多く析出された９００℃以上
の高温でも破断面減少率が６０％以下で高温延性を悪化
させる。したがって、ボロンを所定量添加する本発明鋼
は、ボロンを添加しない比較鋼に比べて、８００〜１０
００℃の温度範囲で優秀な高温延性を持ち、熱間圧延時
表面欠陥が発生しないことが分かる。

【００４６】 一方、ボロンを添加する本発明鋼（１〜
３）とボロンを添加しない比較鋼（１）を比較してみれ
ば、比較的高い圧延温度下でも、発明鋼（１〜３）が比
較鋼（１）に比べて高温延性がはるかに優れていること
が分かる。例えば、１０００〜１１００℃の圧延温度範
囲で発明鋼（１〜３）の破断面減少率は９０％以上に比
べて比較鋼（１）は９０％以下を表している。したがっ
て、ボロンを添加する発明鋼はボロンを添加しない比較
鋼に比べて、１０００℃以上の高い圧延温度下で高温延
性が優れているでけでなく、８００〜１０００℃の比較
的低温の圧下温度下でも高温延性が優れていることが分
かる。

【００４７】

【表５】

【００４８】

【表６】

【００４９】[実施例４]実施例３の表５と共に組成した
鋼片を１２５０℃の温度で３時間、再加熱した後で、下
記表６に現れた温度で熱間線材圧延を行った後に、表面
欠陥の発生程度を確認し、その結果を下記表７に表し
た。 下記表７に表れたように、比較鋼（１−２）を８
００−９５０℃で熱間圧延すると、表面欠陥が発見でき
るが、本発明鋼（１−３）の場合、８００℃程度の低温
の圧延温度でも表面欠陥が発生しなかった。

【００５０】

【表７】

【００５１】

【発明の効果】以上説明したように、本発明によると、
高温延性が優れたビスマス（Ｂｉ）−硫黄（Ｓ）系快削
鋼を実現することができ、この快削鋼は低温でも圧延が
可能であり、この場合でも表面欠陥が発生しないことか
ら、生産性が向上する優れた効果を奏する。

Claims (12)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 重量％で、炭素（Ｃ）：０．０５−０．
   １５％，マンガン（Ｍｎ）：０．５−２．０％，硫黄
   （Ｓ）：０．１５−０．４％，燐（Ｐ）：０．０１−
   ０．１％，酸素（Ｏ）：０．００３−０．０２％，ビス
   マス（Ｂｉ）：０．０３−０．３％，シリコン（Ｓ
   ｉ）：０．０１％以下、アルミニウム（Ａｌ）：０．０
   ００９％以下と、残部が鉄（Ｆｅ）及び不可避の不純物
   から成り、かつ、ＭｎＳ又はビスマスを吸着したＭｎＳ
   介在物と金属性ビスマス介在物とを含有することを特徴
   とする高温延性に優れたＢｉ−Ｓ系快削鋼。
2. 【請求項２】 請求項１において、上記ＭｎＳ及びビス
   マスを吸着したＭｎＳ介在物の断面分率が、０．５％−
   ２．０％であり、かつ、金属性ビスマス介在物の断面分
   率が０．０３％−０．３％であり、上記二つの介在物が
   各々その長さが５−２０umで、幅が１−１０umであるこ
   とを特徴とする高温延性に優れたＢｉ−Ｓ系快削鋼。
3. 【請求項３】 重量％で、炭素（Ｃ）：０．０５−０．
   １５％，マンガン（Ｍｎ）：０．５−２．０％，硫黄
   （Ｓ）：０．１５−０．４％，燐（Ｐ）：０．０１−
   ０．１％，酸素（Ｏ）：０．００３−０．０２％，ビス
   マス（Ｂｉ）：０．０３−０．３％，シリコン（Ｓ
   ｉ）：０．０１％以下，アルミニウム（Ａｌ）：０．０
   ００９％以下と、残部が鉄（Ｆｅ）及び不可避の不純物
   から成るブルーム（bloom）を調製し、オーステナイト
   結晶粒度を６０umを超えないように８５０−１０００℃
   の再加熱温度で再加熱し、鋼片を圧延して得られた圧延
   鋼片（billet）を形成し、該圧延鋼片を８５０−１００
   ０℃の加熱温度で再加熱してオーステナイト結晶粒度を
   ６０umを超えないように維持し、線材圧延することを特
   徴とする高温延性に優れたＢｉ−Ｓ系快削鋼の製造方
   法。
4. 【請求項４】 重量％で、炭素（Ｃ）：０．０５−０．
   １５％，マンガン（Ｍｎ）：０．５−２．０％，硫黄
   （Ｓ）：０．１５−０．４％，燐（Ｐ）：０．０１−
   ０．１％，酸素（Ｏ）：０．００３−０．０２％，ビス
   マス（Ｂｉ）：０．０３−０．３％，シリコン（Ｓ
   ｉ）：０．０１％以下，アルミニウム（Ａｌ）：０．０
   ００９％以下，チタニウム（Ｔｉ）：０．０２−０．１
   ％，窒素（Ｎ）：０．００３−０．０１％と、残部が鉄
   （Ｆｅ）及び不可避な不純物から成り、ＭｎＳ及びビス
   マスを吸着したＭｎ介在物と金属性ビスマス介在物とを
   含有することを特徴とする高温延性に優れたＢｉ−Ｓ系
   快削鋼。
5. 【請求項５】 請求項４において、上記ＭｎＳ及びビス
   マスを吸着したＭｎＳ介在物の断面分率は０．５％−
   ２．０％で、金属性ビスマス介在物の断面分率は０．０
   ３％−０．３％であり、上記二つの介在物は、各々その
   長さが５−２０umで、幅が１−１０umであることを特徴
   とする高温延性に優れたＢｉ−Ｓ系快削鋼。
6. 【請求項６】 重量％で、炭素（Ｃ）：０．０５−０．
   １５％，マンガン（Ｍｎ）：０．５−２．０％，硫黄
   （Ｓ）：０．１５−０．４％，燐（Ｐ）：０．０１−
   ０．１％，酸素（Ｏ）：０．００３−０．０２％，ビス
   マス（Ｂｉ）：０．０３−０．３％，シリコン（Ｓ
   ｉ）：０．０１％以下，アルミニウム（Ａｌ）：０．０
   ００９％以下，チタニウム（Ｔｉ）：０．０２−０．１
   ％，窒素（Ｎ）：０．００３−０．０１％と、残部が鉄
   （Ｆｅ）及び不可避の不純物で成るブルーム（bloom）
   を通常の温度で再加熱し、８５０−１２００℃の温度で
   鋼片圧延し、得られた鋼片（billet）を再加熱し、８５
   ０−１２００℃の温度で線材圧延することを特徴とする
   高温延性に優れたＢｉ−Ｓ系快削鋼の製造方法。
7. 【請求項７】 請求項６において、上記鋼片圧延と線材
   圧延を８５０〜１０００℃の温度で行い、表面欠陥の発
   生を防止したことを特徴とする高温延性に優れたＢｉ−
   Ｓ系快削鋼の製造方法。
8. 【請求項８】 重量％で、Ｃ：０．０５−０．１５％，
   Ｍｎ：０．５−２．０％，Ｓ：０．１５−０．４％，
   Ｐ：０．０１−０．１％，Ｏ：０．００３−０．０２
   ％，Ｂｉ：０．０２−０．３％，Ｓｉ：０．０１％以
   下，Ａｌ：０．０００９％以下，Ｎ：０．００７％，
   Ｂ：０．００５０−０．０１５％と、残部が鉄（Ｆｅ）
   及び不可避の不純物で成り、ＭｎＳ又はビスマスを吸着
   したＭｎＳ介在物と金属性ビスマス介在物を含有するこ
   とを特徴とする高温延性に優れたＢｉ−Ｓ系快削鋼。
9. 【請求項９】 請求項８において、上記ＭｎＳ及びＢｉ
   を吸着したＭｎＳ介在物の断面分率が０．５−２．０％
   であり、金属性Ｂｉ介在物の断面分率が０．０３−０．
   ３％であり、上記二つの介在物は、各々その長さが５−
   ２０um、幅が１−１０umであることを特徴とする高温延
   性に優れたＢｉ−Ｓ系快削鋼。
10. 【請求項１０】 重量％で、Ｃ：０．０５−０．１５
    ％，Ｍｎ：０．５−２．０％，Ｓ：０．１５−０．４
    ％，Ｐ：０．０１−０．１％，Ｏ：０．００３−０．０
    ２％，Ｂｉ：０．０２−０．３％，Ｓｉ：０．０１％以
    下，Ａｌ：０．０００９％以下，Ｎ：０．００７％以
    下，Ｂ：０．００５−０．０１５％と、残部が鉄（Ｆ
    ｅ）及び不可避の不純物で成るブルーム（bloom）を再
    加熱し、８００−１２００℃の温度で鋼片圧延し、得ら
    れた鋼片（billet）を再加熱し、８００−１２００℃の
    温度で線材圧延をすることを特徴とする高温延性に優れ
    たＢｉ−Ｓ系快削鋼の製造方法。
11. 【請求項１１】 請求項１０において、上記鋼片圧延と
    線材圧延を８００〜１０００℃の温度で行うことによ
    り、表面欠陥の発生を防止したことを特徴とするる高温
    延性に優れたＢｉ−Ｓ系快削鋼の製造方法。
12. 【請求項１２】 請求項１０において、上記鋼片圧延と
    線材圧延を１０００〜１１００℃の温度範囲で行ない、
    破断面減少率を９０％以上とすることを特徴とする高温
    延性に優れたＢｉ−Ｓ系快削鋼の製造方法。