JP4441360B2

JP4441360B2 - 仕上面粗さに優れた低炭素複合快削鋼材

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Publication number: JP4441360B2
Application number: JP2004252798A
Authority: JP
Inventors: 浩家口; 浩一坂本; 朋子杉村; 吾郎阿南; 勝彦尾崎
Original assignee: Kobe Steel Ltd
Current assignee: Kobe Steel Ltd
Priority date: 2003-12-01
Filing date: 2004-08-31
Publication date: 2010-03-31
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Description

本発明は、Ｐｂを含有することなく、被削性に優れた低炭素硫黄系快削鋼材に関する。なお、ここで記載する鋼材とは、熱間圧延した鋼線材、鋼棒などを言う。

機械的性質をあまり重視せずに、被削性を重視した部品類で、切削によって多量に製作される主に小物部品であるネジ類、ニップル類などには、Ｓを多量に添加した低炭素硫黄系快削鋼が用いられる。更に優れた被削性を有する快削鋼として、Ｓに加えてＰｂを含有する複合快削鋼も広く使用されている。しかし、Ｐｂは健康を害する有害物質であるので、快削鋼中のＰｂ使用量の削減が要望されている。Ｔｅも使用されることがあるが、毒性が有ると同時に熱間加工性を阻害するので、低減が求められている。

低炭素硫黄系快削鋼の被削性向上の検討は、これまでも多くなされてきた。その多くは硫化物系介在物の数、サイズ、形態の制御に関するものである（特許文献１、２、３、４、５、６参照）。

また、硫化物系介在物のサイズ、形態の制御には、鋼材中の酸素量が重要であるこが指摘されている（特許文献７参照）。そして、出鋼前の溶鋼中の酸素量の制御が重要であることも指摘されている（特許文献８参照）。

更に、酸化物系介在物を規定したものも多数ある（特許文献９、１０、１１、１２、１３参照）。

一方、介在物以外の組織・特性（マトリックス特性）も被削性に重要な影響を及ばすが、これらに着目した技術は少ない。例えば、圧延方向に連続した縞状パーライト組織を規定したもの（特許文献１４参照）や、初析フェライト中の固溶Ｃ量を規定しているもの（特許文献１５参照）がある程度である。
また、低炭素基本鋼、Ｓ: ０. １６〜０. ５ｗｔ％、Ｎ: ０. ００３〜０. ０３ｗｔ％、酸素: １００ｐｐｍ以上３００ｐｐｍ以下を含有し、Ｎを従来の連続鋳造法による快削鋼よりも多く含有させることにより、切削中に工具面に生成する構成刃先量を抑制することができ、被削性を造塊材と同等以上にした例もある（特許文献１６参照）。
特許１６０５７６６号公報（特許請求の範囲）特許１９０７０９９号公報（特許請求の範囲）特許２１２９８６９号公報（特許請求の範囲）特開平９−１５７７９１号公報（特許請求の範囲）特開平１１−２９３３９１号公報（特許請求の範囲）特開２００３−２５３３９０号公報（特許請求の範囲）特開平９−３１５２２号公報（特許請求の範囲）特開昭５６−１０５４６０号公報（特許請求の範囲）特許１６０５７６６号公報（特許請求の範囲）特許１９０７０９９号（特公平４−５４７３６号）公報（特許請求の範囲）特許２９２２１０５号公報（特許請求の範囲）特開平９−７１８３８号公報（特許請求の範囲）特開平１０−１５８７８１号公報（特許請求の範囲）特許２１２５８１４号（特公平１−１１０６９号）公報（特許請求の範囲）特許２７４０９８２号公報（特許請求の範囲）特許２１２９８６９号（特公平８−９４９号）公報（特許請求の範囲）

上記各公報に開示された各技術は、快削鋼の被削性の向上に重要なものであるが、特に、フォーミング加工における仕上面粗さの点で、未だ十分な被削性が得られていない。

例えば、前記特許文献８に開示の技術においては、鋼中の介在物について、長径５μm 以上、短径２μm 以上、長径／短径比が５以下のＭｎＳを全ＭｎＳ系介在物の５０％以上で、酸化物系介在物中のＡｌ₂Ｏ₃の含有率を平均１５％以下と規定している。しかし、Ｐｂ、ＢｉおよびＴｅの合計量を０．２％以上含有することを必須としており、これらの元素の添加なくしては十分な被削性が得られていない。

また、前記特許文献７や８にしても、硫化物系介在物のサイズ、形態の制御のために、鋼材や溶鋼中の酸素量を制御しているものの、実際の酸素量は１００〜５００ｐｐｍレベルと高い。このような高い酸素レベルでは、被削性に有害な酸化物系介在物の発生が多くなるだけでなく、表面疵発生の原因となるブローホールの生成も起こりやすくなる。

本発明は、かかる問題に鑑みなされたもので、毒性のあるＰｂや、Ｂｉ、Ｔｅなどの特殊元素を添加しない場合であっても、特に仕上面粗さが優れた被削性を有する低炭素硫黄系快削鋼材を提供することを目的とする。

この目的を達成するために、本発明の仕上面粗さに優れた低炭素複合快削鋼材の要旨は、質量％で、Ｃ：０．０２〜０．１２％、Ｓｉ：０．０１％以下、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｐ：０．０５〜０．２０％、Ｓ：０．３０〜０．６０％、Ｎ：０．００７〜０．０３％、を含み、かつ、ＭｎとＳの含有量が、Ｍｎ＊Ｓ：０．４０〜１．２、Ｍｎ／Ｓ≧３．０の関係を各々を満たし、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、金属組織がフェライト・パーライト組織からなる鋼材であって、この鋼材の直径をｄ（mm）とするとき、鋼材中の硫化物系介在物の平均幅 (μm ）が２．８＊log ｄ以上であり、かつ、前記金属組織における初析フェライトの硬度がＨＶ１３３〜１５０とすることである。

また、この目的を達成するための、本発明の仕上面粗さに優れた低炭素複合快削鋼材の別の要旨は、質量％で、Ｃ：０．０２〜０．１２％、Ｓｉ：０．０１％以下、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｐ：０．０５〜０．２０％、Ｓ：０．３０〜０．６０％、Ｎ：０．００７〜０．０３％、を含み、かつ、ＭｎとＳの含有量が、Ｍｎ＊Ｓ：０．４０〜１．２、Ｍｎ／Ｓ≧３．０の関係を各々を満たし、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、金属組織がフェライト・パーライト組織からなる鋼材であって、この鋼材の直径をｄ（mm）とするとき、鋼材中の硫化物系介在物の平均幅 (μm ）が２．８＊log ｄ以上であり、かつ、変形速度０．３ｍｍ／ｍｉｎの圧縮試験により得られた、歪みが０．３の時の変形抵抗の、２００℃と２５℃との変形抵抗の差が１１０ＭＰａ以上、２００ＭＰａ以下とすることである。

快削鋼材の仕上面粗さは、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。構成刃先は、被削材の一部が工具面上に付着し、あたかも、工具の一部として振る舞う現象であり、被削材の特に初期の仕上面粗さを低下させる。この構成刃先は、ある一定条件でのみしか生成しないが、一般的に、業界における快削鋼材の切削条件は、構成刃先が生成する上記条件であることが多い。

しかし、一方では、構成刃先は、工具の刃先を保護して、工具寿命を向上させる効果もある。したがって、総合的に見て、構成刃先を無くす（生成を抑制する）ことは得策ではなく、構成刃先を安定的に生成させ、大きさや形状を均一化させることが重要となる。

このため、本発明では、ＭｎＳ介在物の大型球状化、固溶Ｎの増大によって、構成刃先を安定的に生成させるとともに、大きさや形状を均一化させる。そして更に、前記フェライト・パーライト複合組織からなる鋼の金属組織における初析フェライトの硬度を制御して、構成刃先を安定的に生成させるとともに、大きさや形状を均一化させることが大きな特徴である。

また、本発明では、この初析フェライトの硬度制御に代えて、鋼材の圧縮試験による、高温温度の変形抵抗と、室温温度の変形抵抗との差を適切な範囲として、上記初析フェライトの硬度制御の場合と同様に、構成刃先を安定化させることも大きな特徴である。

これらの手段によって、本発明では、特に、鋼材のフォーミング加工における仕上面粗さを向上させることができる。

（鋼材組織）
本発明の低炭素硫黄系快削鋼材は、被削性を向上させるために、前提として、フェライトとパーライトとの複合組織とする。その上で、フォーミング加工における仕上面粗さを向上させるために、本発明では、先ず、この複合金属組織における初析フェライトの硬度をＨＶ１３３〜１５０の範囲、好ましくはＨＶ１３５〜１４５の範囲、に制御する。

これによって、切削加工における、快削鋼材の被削中の加工硬化を小さくして、構成刃先を安定的に生成させ、大きさや形状を均一化させて、特に、フォーミング加工における仕上面粗さを向上させることができる。構成刃先の安定性に影響する要因として、快削鋼材の被削中における加工硬化の影響が大きい。そして、被削中におけるこの加工硬化の量を小さくすれば、構成刃先を安定的に生成させることができる。したがって、上記初析フェライトの硬度規定は、被削中における快削鋼材の加工硬化の量を小さくする、あるいは加工硬化の量を最適範囲に小さくする規定と言える。

初析フェライトの硬度がＨＶ１５０、より厳しくはＨＶ１４５を超えた場合、快削鋼材の加工硬化の量も小さくなるが、初析フェライトが硬くなり過ぎ、切削抵抗が高くなり、工具の磨耗を促進する。この結果、工具寿命とともに、仕上面粗さも低下する。

一方、初析フェライトの硬度がＨＶ１３３、より厳しくはＨＶ１３５未満であれば、初析フェライトが柔らかくなり過ぎ、快削鋼材の被削中における加工硬化が著しく大きくなる。この結果、構成刃先の生成が不安定になり、大きさや形状が不均一になって、仕上面粗さが著しく低下する。

この初析フェライトの硬度制御によって、冷間引抜き後の被削性も向上する。このため、快削鋼材の切削加工前に通常施される、冷間引き抜きや冷間伸線の減面率を下げても、言い換えると、これらの冷間加工の加工率によらず、同一の被削性が得られる利点もある。従来のこれらの冷間加工は、快削鋼材の形状や寸法精度の向上のために行なわれるが、被削性向上のためにも行なわれる。ただ、この被削性向上のためには、ある程度大きな減面率が必要であり、これが、本来の冷間加工の目的である形状や寸法精度を、逆に阻害する面もあり、冷間加工の作業性や効率も低下させていた。したがって、本発明によって、本来の冷間加工の目的である形状や寸法精度向上のためにのみ、冷間加工を実施することができる利点は大きい。更に、冷間加工の減面率によらず、また、冷間加工の減面率を下げても、同一の被削性が得られる利点も大きい。

初析フェライトの硬度測定は、試料の金属組織をエッチングで出した後に、荷重が５ｋｇ以下の市販の微小なビッカース硬さ計を用いて、鋼組織の内の初析フェライトの部分だけの硬度を計測して行なうことができる。ただ、この際、鋼材微小部分の測定となるので、鋼材全体のばらつきを考量して、鋼材の長さ方向や、径（厚み）方向に、合計１５箇所程度の複数箇所の測定を行ない、その平均を初析フェライトの硬度とする。この測定箇所は１５箇所以上でも勿論良い。また、微小な初析フェライト部分の測定となるので、測定データの中に、測定データのレベルから考慮して、特に硬度が極端に高い、あるいは極端に低い硬度値が出る可能性もある。このような場合は、それらの値を除外して平均値化することが好ましい。

初析フェライトの硬度制御は、後述するＰ、Ｎ、あるいは更にＣｕ、Ｎｉなどの特定元素の組み合わせによる固溶強化、そして、後述する熱間圧延温度、熱間圧延後の冷却速度などの製造条件との組み合わせて行なう。通常、固溶強化元素としては、上記元素の他に、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒなどがあるが、本発明では、各々後述する理由で、これらの元素は使用しない。

（圧縮試験）
構成刃先を安定的に生成させるためには、以上説明した初析フェライトの硬度を規定したり、また、初析フェライトの硬度を直接測定せずとも、鋼材の圧縮試験による変形抵抗を制御することによっても達成できる。言い換えると、鋼材の圧縮試験による変形抵抗によっても、初析フェライトの硬度と同様に、構成刃先生成の安定性を評価することができる。

前記した通り、構成刃先は、被削中に被削材の材質が工具面上に付着し、それが、あたかも工具の一部として、切削に寄与する。構成刃先は、被削材によって形成されるので、切削中に成長と脱落を繰り返す。したがって、工具の場所によって、構成刃先の大きさが変化することがあり、それによって、快削鋼材の仕上面粗さが影響を受ける。構成刃先は、切り屑と構成刃先との界面で、局所的に大きな塑性変形を受けることで、切り屑が生成される。この塑性変形を受ける場所がばらつくと、構成刃先が大きくなったり小さくなったりする変動を受ける。したがって、構成刃先の安定化には、この塑性変形の集中する箇所を、構成刃先と切り屑との界面に一定に集中させ、塑性変形の集中する箇所が、他の箇所に変動しないようにすることが望ましい。

構成刃先の中には温度分布があるが、前記塑性変形の集中度合いを示す指標として、鋼材の圧縮試験による、高温温度の変形抵抗と、室温温度の変形抵抗との差がある。この温度による変形抵抗の差を適切な範囲とすると、初析フェライトの硬度制御の場合と同様に、前記塑性変形の集中する箇所を、構成刃先と切り屑との界面に一定に集中させることができ、構成刃先を安定化させることができる。この温度による変形抵抗の差が、本発明で規定する圧縮試験による２００℃と２５℃との変形抵抗の差である。より具体的には、変形速度０．３ｍｍ／ｍｉｎの圧縮試験により得られた、歪みが０．３の時の変形抵抗の、２００℃と２５℃との変形抵抗の差である。本発明では、圧縮試験による２００℃と２５℃との変形抵抗の差を１１０ＭＰａ以上、２００ＭＰａ以下とする。

前記した２００℃と２５℃との変形抵抗の差が１１０ＭＰａ未満であれば、前記した初析フェライトが柔らかくなり過ぎ、快削鋼材の被削中における加工硬化が著しく大きくなるため、塑性変形の集中する箇所が、構成刃先と切り屑との界面で集中し難く、変動する。このため、構成刃先が不安定となり、大きさや形状が不均一になって、仕上面粗さが著しく低下する。

一方、前記した２００℃と２５℃との変形抵抗の差が２００ＭＰａを超えても、前記初析フェライトが硬くなり過ぎており、切削抵抗が高くなり、工具の磨耗を促進する。この結果、工具寿命とともに、仕上面粗さも低下する。

鋼材の圧縮試験による室温２５℃から２００℃での変形抵抗の差を、このように最適化することにより、前記初析フェライトの硬度制御と同様に、構成刃先を安定的に生成させることができる。

図２に、鋼材の変形抵抗の、圧縮試験温度による変化を示す。図中、黒三角印が、後述する実施例３における発明例５２、黒四角印が後述する実施例３における比較例３８である。この図２は変形速度０．３ｍｍ／ｍｉｎの圧縮試験により得られた、歪みが０．３の時の変形抵抗を示す。

図２から分かる通り、発明例は、比較例に比して、各温度での変形抵抗が高い。発明例、比較例ともに、室温２５℃から変形抵抗が上昇し、２００℃での変形抵抗が最大となる傾向を示し、それより高温となるほど、変形抵抗が著しく低下する。

同一鋼材において、この変形抵抗が上昇する領域である、室温２５℃と、２００℃との変形抵抗の差が、前記塑性変形の集中する箇所の集中度と、構成刃先安定化に大きく影響する。したがって、本発明では、この室温２５℃から２００℃での変形抵抗の差により、被削性を規定する。

この室温２５℃から２００℃での変形抵抗の差は、前記した初析フェライトの硬度の規定による鋼材の被削性評価と良く対応する。言い換えると、圧縮試験による２００℃と２５℃との変形抵抗の差が１１０ＭＰａ以上、２００ＭＰａ以下の範囲と、複合金属組織における初析フェライトの硬度がＨＶ１３３〜１５０の範囲とは、重複乃至良く対応していると言える。

なお、圧縮試験における歪みが大きいほど、室温２５℃から２００℃での変形抵抗の差が顕著となる。図３に、各々歪みが０．１、０．２、０．３の時の、上記発明例と比較例との室温２５℃から２００℃での変形抵抗の差を示す。図中、白い棒グラフが比較例、斜線を入れた棒グラフが発明例である。図３から、歪みが大きいほど、室温２５℃から２００℃での変形抵抗の差が顕著となることが分かる。ただ、圧縮試験における歪みを０．３以上に大きくしても、歪みが０．３の場合と室温２５℃から２００℃での変形抵抗の差に大差は無いので、圧縮試験における歪み条件は０．３とした。

本発明で規定する、前記圧縮試験により得られた、歪みが０．３の時の変形抵抗の、２００℃と２５℃との変形抵抗の差は、初析フェライトの硬度制御と同様に制御可能である。即ち、後述するＰ、Ｎ、あるいは更にＣｕ、Ｎｉなどの特定元素の組み合わせによる固溶強化、そして、後述する熱間圧延温度、熱間圧延後の冷却速度などの製造条件との組み合わせて行なう。

（鋼材の組成）
本発明の低炭素硫黄系快削鋼材の組成（単位：質量％）について、各元素の限定理由を含めて、以下に説明する。

本発明快削鋼材は、前記した通り、機械的性質をあまり重視せずに、被削性を重視した部品類で、切削によって多量に製作される、主に小物部品であるネジ類、ニップル類などを適用対象とする。ただ、これら適用対象（用途）に要求される被削性以外の、ある程度の強度などの特性や、線材や棒鋼などの鋼材製造時の加工性などを具備することが必要である。また、この鋼材製造において、後述する製造条件と合わせて、前記フェライト・パーライト複合組織とするためにも、化学成分組成は重要となる。

したがって、本発明鋼材の基本的な化学成分組成は、上記組織条件や諸特性を具備するために、質量％で、Ｃ：０．０２〜０．１２％、Ｓｉ：０．０１％以下、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｐ：０．０５〜０．２０％、Ｓ：０．３０〜０．６０％、Ｎ：０．００７〜０．０３％、を含み、かつ、ＭｎとＳの含有量が、Ｍｎ＊Ｓ（＝Ｍｎ×Ｓ）：０．４０〜１．２、Ｍｎ／Ｓ≧３．０の関係を各々を満たし、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなるものとする。

そして、必要により、上記成分組成において、更に、不純物として規制すべき元素として、Ｃｒ：０．０４％以下、およびＴｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ａｌ、Ｚｒを総量で０．０２０％以下に規制する。

また、必要により、上記成分組成に、更に、Ｃｕ：０．３０％超、１．０％以下、Ｎｉ：０．２０％超、１．０％以下の１種または２種を選択的に含有させる。

Ｃ：０．０２〜０．１２％。
Ｃは、鋼の強度を確保し、前記初析フェライトの硬度や圧縮試験による２００℃と２５℃との変形抵抗の差を確保するために含有する。Ｃ含有量が０．０２％未満では鋼の強度や前記初析フェライトの硬度が不足する。と同時に、靭性・延性が過剰となり、被削性も低下する。一方、Ｃ含有量が０．１２％を超えると、強度や前記初析フェライトの硬度が過度に高くなり、被削性が却って低下する。このため、Ｃの下限を０．０２％、好ましくは０．０３％とし、その上限を０．１２％、好ましくは０．０７％とする。

Ｍｎ：１．０〜２．０％。
Ｍｎは鋼中のＳと結合してＭｎＳの硫化物を形成し、被削性を向上させる。また、ＦｅＳ生成による赤熱脆性を抑制する。これらの効果を発揮させるために、Ｍｎの下限を１．０％とする。しかし、Ｍｎは脱酸効果があるため、２．０％を超えて含有した場合、鋳造前の溶鋼中のフリー酸素（Ｏｆ）を脱酸し、ＭｎＳの大型球状化に必要なＯｆ量を不足させる。また、強度が過剰に上昇し、却って被削性が低下する。したがって、Ｍｎの上限を２．０％とし、更に、後述するＳとの関係で、更に含有量を規定して、上記脱酸効果を発揮させないようにして、専らＭｎＳの硫化物形成に寄与させるようにする。

Ｐ：０．０５〜０．２０％。
Ｐは、固溶強化によって、初析フェライトの硬度をＨＶ１３３〜１５０の範囲に制御したり、圧縮試験による２００℃と２５℃との変形抵抗の差を制御して、被削性を向上させるために重要な元素である。即ち、本発明では、Ｐの固溶強化と後述するＮの固溶強化、あるいは選択的に含有するＣｕ、Ｎｉの固溶強化との組み合わせによって、後述する熱間圧延温度、熱間圧延後の冷却速度などを組み合わせて行なうことで、初析フェライトの硬度や圧縮試験による２００℃と２５℃との変形抵抗の差を上記範囲に制御できる。この効果を発揮させるためには、Ｐの０．０５％以上の含有が必要である。一方、Ｐを０．２０％を超えて含有しても効果は飽和するので、０．２０％を上限とする。

Ｓ：０．３０〜０．６０％。
ＳはＭｎと硫化物を形成して被削性を向上させる元素であり、０．３０％未満ではかかる効果が過少である。一方、０．６０％を超えて含有すると熱間加工性の低下が懸念される。このため、下限を０．３０％、好ましくは０．３５％とし、一方その上限を０．６０％、好ましくは０．５０％とする。

このＳは、Ｍｎとの関係で、ＭｎとＳの含有量が、Ｍｎ＊Ｓ（＝Ｍｎ×Ｓ）：０．４０〜１．２、Ｍｎ／Ｓ≧３．０の関係を各々を満たすようにする。図１に、本発明におけるＭｎとＳとの含有量の関係を示す。図１において、横軸はＭｎ含有量（％）、縦軸はＳの含有量（％）であって、左下から右上に立ち上がる直線がＭｎ／Ｓ＝３．０のＭｎ／Ｓの下限を、右下から左上に立ち上がる複数の曲線が各々Ｍｎ＊Ｓを示す。Ｍｎ＊Ｓの曲線は、図の左側から、Ｍｎ＊Ｓ＝０．４０、Ｍｎ＊Ｓ＝０．４５、Ｍｎ＊Ｓ＝０．５、Ｍｎ＊Ｓ＝０．８、Ｍｎ＊Ｓ＝１．０、Ｍｎ＊Ｓ＝１．２の曲線を各々示す。

図１において、Ｍｎ／Ｓ≧３．０の関係は、Ｍｎ／Ｓ＝３．０の直線よりも下側の領域を示す。また、Ｍｎ＊Ｓが０．４０以上の領域は、Ｍｎ＊Ｓ＝０．４０の曲線の上側領域、Ｍｎ＊Ｓが１．２以下の領域は、Ｍｎ＊Ｓ＝１．２０曲線のの下側領域を各々示す。したがって、本発明において、ＭｎとＳの含有量が、各々の含有量範囲と、Ｍｎ＊Ｓ：０．４０〜１．２、Ｍｎ／Ｓ≧３．０の関係を全て満たす範囲とは、斜線内で示す範囲である。ここで、前記Ｍｎ＊Ｓ＝０．４５とＭｎ＊Ｓ＝０．５は各々好ましい乃至より好ましいＭｎ＊Ｓの下限を示し、Ｍｎ＊Ｓ＝１．０とＭｎ＊Ｓ＝０．８は各々好ましい乃至より好ましいＭｎ＊Ｓの上限を示す。

ＭｎとＳの含有量が、Ｍｎ＊Ｓ：０．４０〜１．２の範囲、好ましくは０．４５〜１．０、より好ましくは０．５〜０．８を、各上限を超えて外れた場合、Ｓ量が多くなりすぎ、ＭｎＳの形態制御に必要なフリー酸素量が減少する。このため被削性が低下する。一方、前記各下限未満に外れた場合、ＭｎＳの絶対量が減って被削性が低下するか、あるいは、フリー酸素量が増加して、ブローホール生成の危険性が増す。

Ｍｎ／Ｓが３．０未満であれば、ＦｅＳが生成して、熱間圧延などの加工性が低下して、鋼材の製造自体が困難となる。

Ｓｉ：０．０１％以下。
Ｓｉは脱酸効果があるため、鋳造前の溶鋼中のフリー酸素（Ｏｆ）を脱酸し、ＭｎＳの大型球状化に必要なＯｆ量を不足させる。この影響は、Ｓｉを０．０１％を超えて含有すると顕著であり、また、０．０１％を超えて含有すると硬質の酸化物が生成し、被削性が極端に低下するようになる。このため、Ｓｉは０．０１％以下に止める。

Ｎ：０．００７〜０．０２％。
Ｎは、前記Ｐと同様、固溶強化によって、初析フェライトの硬度をＨＶ１３３〜１５０の範囲に制御するために重要な元素である。また、Ｎは、固溶強化によって、鋼材の動的歪時効を顕著にし、構成刃先生成を安定化させる重要な効果もある。鋼材の動的歪時効は、構成刃先生成を安定化させる効果があり、鋼材の動的歪時効が顕著になれば、構成刃先が安定的に生成し、大きさや形状が均一化する。また、鋼材の動的歪時効が顕著になれば、圧縮試験による２００℃と２５℃との変形抵抗の差を大きくして、上記規定範囲内に制御できる効果もある。更に、Ｎは、被削性、特に表面粗さを改善する効果がある。

これらの効果を発揮するためには、Ｎを０．００７％以上含有させることが必要であり、０．００７％未満ではこれらの効果が過少である。一方、Ｎを０．０２％を超えて含有しても、初析フェライトの硬度が高くなり過ぎたり、熱間圧延などの加工性が低下する。このため、Ｎは、下限を０．００７％、上限を０．０２％とする。

固溶窒素。
これらの窒素の効果、特に、鋼材の動的歪時効を大きくするためには、上記Ｎの総量と共に、鋼材の固溶窒素（固溶Ｎ）を７０ｐｐｍ以上とすることが好ましい。上記Ｎの総量が多くても、固溶窒素が７０ｐｐｍ未満では、鋼材の動的歪時効が大きくならず、圧縮試験による２００℃と２５℃との変形抵抗の差を大きくできない可能性がある。

鋼材の固溶窒素量を増すためには、後述する通り、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ａｌ、Ｚｒなどの窒化物生成元素を低下させる。また、最終熱間加工（熱間圧延、熱間鍛造）時の、加熱温度を高温化したり、その後の冷却速度を速めることが有効である。

鋼材の固溶窒素量は、下記式の通り、不活性ガス融解熱伝導度法により、鋼材のＮの総量（トータル窒素）を求め、これから、鋼材から電解抽出してインドフェニール吸光光度法により定量化される化合物型窒素（析出窒素）の含有量を差し引いて求める。固溶窒素量（ｐｐｍ）＝トータル窒素量−化合物型窒素量。

酸素。
本発明では、上記成分を有する鋼を鋳造する際には、鋳造前の溶鋼中のフリー酸素（Ｏｆ）を３０ｐｐｍ以上、１００ｐｐｍ未満とするとともに、ＯｆとＳとの比Ｏｆ／Ｓを０．００５〜０．０３０と制御する。本発明で言うＭｎＳには、ＭｎＳに代表されるＳを主とした化合物のほか、酸素が固溶される、あるいは酸化物と複合化したＭｎＳも含まれる。したがって、ＭｎＳに固溶するか複合化する酸素は、ＭｎＳのサイズや形態に大きな影響を及ぼす。そして、これらのＭｎＳは鋳造前の溶鋼中で生成する。この点、酸素量は、製品鋼材の段階で規定しても意味はなく、鋳造前の溶鋼中の段階で、かつ、フリー酸素の量で制御する必要がある。即ち、ＭｎＳの形態は、鋳造前の溶鋼中のＯｆ量で定まり、鋳造前の溶鋼中のＯｆを上記範囲とすることで、ＭｎＳを大型球状化でき、被削性が向上する。

鋳造前の溶鋼中のＯｆが３０ｐｐｍ未満およびＯｆ／Ｓが０．００５未満では、ＭｎＳを大型球状化できず、被削性が向上しない。一方、鋳造前の溶鋼中のＯｆが１００ｐｐｍを超える、およびＯｆ／Ｓが０．０３０を超えた場合には、Ｏｆが増して、ブローホール生成の危険性が増す。

この溶鋼中のＯｆの制御は、ＭｎＳ量の制御、ＡｌやＳｉなどの強脱酸元素量の制御、スラグカバーの組成制御、あるいはＦｅＯの強制添加後平衡状態に達する前に鋳造する、などの手段を適宜選択あるいは組み合わせて行なう。

この溶鋼中のＯｆの測定は、酸素濃淡電池と温度センサーである熱電対から構成される、市販の浸漬式消耗型の溶鋼酸素センサーを用いて、起電力を測定し、演算器で酸素濃度に換算してフリー酸素を測定する。これら起電力の測定および演算には、YAMARI-ELECTRONITE CO., LTD HY-OP DIGITAL INDICATOR MODEL を用いた。

ＣｒおよびＴｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ａｌ、Ｚｒ。
Ｃｒ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ａｌ、Ｚｒは、被削性に有効な、前記固溶Ｎを固着して窒化物を生成してしまう。したがって、これらの元素は固溶Ｎの量を減少させて、被削性を低下させる。Ｃｒを０．０４％を超えて含有した場合や、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ａｌ、Ｚｒを総量で０．０２０％を超えて含有した場合に、特にその悪影響は顕著となる。したがって、本発明ではこれらの元素をできるだけ少なくすることが好ましい。このために、Ｃｒを好ましくは０．０４％以下、より好ましくは０．０２％以下に規制する。また、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ａｌ、Ｚｒを、これらの元素の総量で、好ましくは０．０２０％以下、より好ましくは０．０１５％以下、更により好ましくは０．０１０％以下に規制する。

Ｃｕ、Ｎｉ。
Ｃｕ、Ｎｉは、フェライト中に固溶して、フェライトを強化するので、初析フェライトの硬度をＨＶ１３３〜１５０の範囲と制御するために有効である。したがって、前記したＮとともに用いることができる。この効果を発揮するため、Ｃｕ、Ｎｉの１種または２種を選択的に含有させる場合には、Ｃｕ：０．３０％超、１．０％以下、Ｎｉ：０．２０％超、１．０％以下とする。Ｃｕが０．３０％以下、またＮｉが０．２０％以下ではこれらの効果が無く、Ｃｕが１．０％超、またＮｉ：１．０％超では、効果が飽和する。

ＭｎＳの形態。
次に、鋼材中のＭｎＳ（硫化物系介在物）の形態について詳細に説明する。ＭｎＳの量、分布は、上記した通り、組成、溶解・鋳造条件によってほぼ決まるが、その形態は鋳造後の熱間圧延、熱間鍛造の工程でも変化する。ＭｎＳの形態が大型の球形であるほど、圧延、鍛造時に展伸しにくく、加工後においても大きな幅の形態を備える。ＭｎＳの幅は、熱間圧延された鋼材あるいはその後に伸線などの冷間加工した鋼材においても被削性に大きな影響を与え、一般的には幅が大きいほど被削性は向上する。もっとも、鋼材の径によって必要とされる平均幅は異なる。例えば、同じ体積、個数、形態（幅）のＭｎＳが鋼材中に存在する場合には、径が小さい方が被削性は良好であり、径が大きいほど被削性は低下する。ここで形態に着目すれば、径が大きくとも、十分な幅のＭｎＳとすることによって、被削性を改善することができる。

被削性に及ぼすＭｎＳの平均幅と鋼材の径（直径）との関係において、必要となる平均幅は、鋼材の直径をｄ（圧延後の線材、棒鋼）としたとき、２．８＊log ｄ（＝２．８×log ｄ）以上であることとする。ＭｎＳの最大幅がこれ未満であると、被削性が低下する。

前記した通り、本発明で言うＭｎＳには、ＭｎＳに代表されるＳを主とした化合物のほか、酸素が固溶される、あるいは酸化物と複合化したＭｎＳも含まれる。これら硫化物も被削性改善において同効である。個々のＭｎＳの最大幅は、１００倍の倍率での光学顕微鏡観察結果を画像解析することによって求めるが、観察位置は重要であり、以下の領域を観察する。被削性に最も重要な部分は、鋼材外周表面から深さ０．１mmの位置から探さｄ／８までの領域であるので、この領域を観察する。観察に際しては圧延方向と平行な面で、測定領域面積は６mm²以上とする。また、鋼材外周表面を研磨のままで観察すればよく、鋼材外周表面のエツチングを行う必要はない。なお、長径１μm 未満のＭｎＳは除外して最大幅の測定解析を行う。これは、長径１μm 未満のＭｎＳは測定誤差が大きいことと、被削性への影響が小さいためである。

なお、前記特許文献１０には、ＭｎＳの規定要素の一つとして短径２μm 以上と規定されているが、鋼材の直径の大小に関わらず、同一の規定とすると、鋼材径が大きい場合には、ＭｎＳの最大幅も大きくしないと被削性向上効果が望めない。

（製造方法）
本発明鋼材の好ましい製造条件について以下に説明する。

先ず、本発明では、上記成分を有する鋼を溶製、鋳造する際には、ＭｎＳを大型球状化させ、被削性を向上させるために、前記した通り、鋳造前の溶鋼中のフリー酸素（Ｏｆ）を３０ｐｐｍ以上、１００ｐｐｍ未満とするとともに、ＯｆとＳとの比Ｏｆ／Ｓを０．００５〜０．０３０と制御する。

次に、鋼片（鋳片）の熱間圧延の際に、前記したＭｎＳの最大幅の制御のためには、熱間圧延の際の鋼片加熱温度を、少なくとも１０００℃以上とすることが好ましく、より好ましくは１０４０℃以上にするのがよい。この鋼片の加熱温度はビレットが加熱炉を出た段階で測定される。

また、本発明の低炭素硫黄系快削鋼材を、被削性向上のために、フェライトとパーライトとの複合組織とし、その上で、初析フェライトの硬度をＨＶ１３３〜１５０の範囲に制御するためには、その後の熱間圧延温度を、フェライト域、あるいは、フェライト・オーステナイト域とすることが有効である。

そして、初析フェライトの硬度をＨＶ１３３〜１５０の範囲に制御したり、圧縮試験による２００℃と２５℃との変形抵抗の差を前記規定範囲とするためには、熱間圧延後の冷却速度の制御が重要である。熱間圧延後のステルモアラインの衝風冷却や、水冷、ミストなどの加速冷却は、初析フェライトの硬度を増すために有効である。本発明では、更に、フェライト変態直後からの冷却速度を速めることで、基本的な組織形態である、フェライトとパーライトとの複合組織を変化させずに、初析フェライトの硬度のみを上昇させることができる。また、これによって、圧縮試験による２００℃と２５℃との変形抵抗の差を前記規定範囲とすることができる。

この熱間圧延後の冷却速度について、熱間圧延した鋼線材をステルモアラインで冷却する際に、ステルモアラインに実質的に載置した直後から少なくとも５００℃までの平均冷却速度Ｖ（℃／ｓ）を１．０℃／ｓ以上で風冷することが好ましい。「実質時に載置」とは、風冷設備がある最初の個所での載置を意味する。ステルモアコンベアにて冷却される場合の線材の冷却速度は、厳密には線材コイルの疎部と密部によって異なるが、これらの冷却速度の平均の冷却速度を意味する。

熱間圧延後の線材や棒鋼は、必要により、伸線や引き抜きなどの冷間加工を施されたのち、機械加工を含めて、製品とされる。

以下に本発明の実施例を説明する。実施例１、２として、先ず、初析フェライトの硬度を制御して、鋼線の被削性向上効果を確認した。

上記した成分組成、熱間圧延条件を種々変えた鋼線を実機にて得て、この鋼線の被削性などを各々評価した。即ち、下記表１、２（表２は表１の続き）に示す１〜１４の各組成の低炭素鋼片を鋳造凝固時の冷却速度を２０℃／Ｓとして溶製した。表２には、鋳造前の溶鋼中の、Ｏｆ量とＯｆ／Ｓの値も示す。

そして、下記表３に示す条件で、これらの鋼片を加熱、熱間圧延して、鋼線材を製造し、表３に示す各線径の鋼線を得た。なお、表３に示す圧延後の冷却速度は、圧延パターンＣの場合を除き、仕上げ圧延後、ステルモアコンベア上に鋼線材が載置されてから衝風冷却を開始して、５００℃まで冷却した場合の、平均冷却速度を示す。表３に＊印で示す圧延パターンＣの場合は、６００℃までを平均冷却速度０．８℃/sで冷却後、６００℃以下を２．５℃/sで加速冷却したものである。これら熱間圧延後の冷却速度は、コイル状線材のリングピッチの制御や、徐冷カバーの使用、風冷の際の風量、風向き、などを組み合わせて、適宜制御した。

以上の製造された鋼線材のＭｎＳの平均幅と、ＭｎＳの平均幅の鋼材の径（直径ｄ）との関係（２．８＊log ｄ）、初析フェライトの硬度（ＨＶ）を表３に示す。これらは各々前記した方法で測定した。また、製造された鋼線材の組織観察を行なったところ、全てフェライト・パーライト組織であった。

また、製造された鋼線材の被削性試験を行った。被削性試験は、スケールを切削あるいはセンターレスグラインデイングなどで除去した線材を、その軸心回りに回転自在に自動旋盤に固定し、この線材に対してハイス工具（ＳＫＨ４）を垂直に送り込んでフオーミングした後、切削後の仕上げ面粗さを測定した。フォーミングの条件は、切削速度９２ｍ／min 、工具送り速度０．０３mm／rev 、切り込み１．０mmとした。なお、仕上げ面粗さは、JIS B0601 に規定された表面粗さ測定法により測定した際の中心線平均粗さＲａ（μm ）とした。

表１〜３から明らかな通り、発明例２〜１１、１４の鋼線材は、各々表１の鋼２〜３、６が本発明化学成分組成範囲内からなり、かつ、ＭｎとＳの含有量が、Ｍｎ＊Ｓ：０．４０〜１．２、Ｍｎ／Ｓ≧３．０の関係を各々を満たしている。また、鋳造前の溶鋼中のＯｆが３０ｐｐｍ以上、１００ｐｐｍ未満の範囲、Ｏｆ／Ｓが０．００５〜０．０３０の範囲に制御されている。そして、圧延条件も各々前記した好ましい範囲内である。

この結果、鋼線材中の硫化物系介在物の平均幅 (μm ）が２．８＊log ｄ以上であり、かつ、金属組織における初析フェライトの硬度がＨＶ１３３〜１５０の範囲である。このため、仕上面粗さＲａが３３．６μm 以下（２７．９〜３３．６μm ）である。この仕上面粗さは、同様に、硫化物系介在物の数、サイズ、形態を制御した、前記特許文献６の仕上面粗さ例、３４．８〜４０．３μm に比しても、優れていることが分かる。

これに対して、各比較例１、１２、１５、１９〜２２は、仕上面粗さＲａが３７．５〜４８．２μm レベルであり、発明例に比して、著しく被削性が劣る。また、比較例１３、１６〜１８は、圧延時に割れが発生したため、鋼線材自体が得られなかった。

例えば、比較例１は、表１の鋼１の、Ｍｎ＊Ｓが下限０．４０を低めに外れている。
比較例１２は、表２の鋼４の、鋳造前の溶鋼中のＯｆが下限３０ｐｐｍ未満と低めに外れ、Ｏｆ／Ｓも下限０．００５未満と低めに外れている。このため、ＭｎＳの平均幅 (μm ）が２．８＊log ｄ未満と低めに外れている。
比較例１５は、表２の鋼７の、鋳造前の溶鋼中のＯｆが下限３０ｐｐｍ未満と低めに外れている。このため、ＭｎＳの平均幅 (μm ）が２．８＊log ｄ未満と低めに外れている。
比較例１９は、表１の鋼１１のＭｎ量が２．２％と上限２．０％を超えて高過ぎる。また、表２の鋼１１の、鋳造前の溶鋼中のＯｆやＯｆ／Ｓも下限より低めに外れている。
比較例２０は、表１の鋼１２のＳ量が０．２８％と下限０．３％未満と低めに外れている。このため、ＭｎＳの平均幅 (μm ）が２．８＊log ｄ未満と低めに外れている。
比較例２１、２２は、表１の鋼１３、１４のＮ量が下限０．００７％未満に低めに外れている。このため、初析フェライトの硬度がＨＶ１３３未満と低めに外れている。

以上の結果から、本発明要件の臨界的な意義が分かる。

次に、表４、５（表５は表４の続き）に示した１５〜２６の各組成の低炭素鋼片を実施例１と同様に溶製した。表５には、鋳造前の溶鋼中の、Ｏｆ量とＯｆ／Ｓの値も示す。なお、熱間圧延条件は実施例１の表３におけるＢのパターンとした。これら実機にて得た鋼線の被削性などを各々実施例１と同様に評価した。

製造された鋼線材の線径、ＭｎＳの平均幅と、ＭｎＳの平均幅の鋼材の径（直径ｄ）との関係（２．８＊log ｄ）、初析フェライトの硬度（ＨＶ）を表６に示す。また、製造された鋼線材の被削性試験による仕上げ面粗さも表６に示す。なお、製造された鋼線材の組織観察を行なったところ、全てフェライト・パーライト組織であった。

表４〜６から明らかな通り、発明例２３〜２６、３１〜３４、３６の鋼線材は各々表１の鋼１５〜１８、２３〜２６が本発明化学成分組成範囲内からなり、かつ、ＭｎとＳの含有量が、Ｍｎ＊Ｓ：０．４０〜１．２、Ｍｎ／Ｓ≧３．０の関係を各々を満たしている。また、鋳造前の溶鋼中のＯｆが３０ｐｐｍ以上、１００ｐｐｍ未満の範囲、Ｏｆ／Ｓが０．００５〜０．０３０の範囲に制御されている。そして、圧延条件も各々前記した好ましい範囲内である。

この結果、鋼線材中の硫化物系介在物の平均幅 (μm ）が２．８＊log ｄ以上であり、かつ、金属組織における初析フェライトの硬度がＨＶ１３３〜１５０の範囲である。このため、仕上面粗さＲａが３７．６μm 以下（３０．９〜３７．６μm ）である。

これに対して、各比較例２７〜３０は、仕上面粗さＲａが４３．６〜４８．３μm レベルであり、発明例に比して、著しく被削性が劣る。

例えば、比較例２７は、表４の鋼１９のＴｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ａｌ、Ｚｒの総量が上限０．０２０％を超えている。
比較例２８は、表４の鋼２０のＮが下限０．００７％を低めに外れている。
比較例２９は、表４の鋼２１のＮ含有量が、上限０．０３５％を高めに外れるために、切削後の表面品質が低下し、仕上面粗さＲａが測定できなかった。
比較例３０は、初析フェライトの硬度が上限に外れている。

以上の結果から、本発明要件の臨界的な意義が分かる。

以下に、鋼材の圧縮試験による、高温温度の変形抵抗と、室温温度の変形抵抗との差を制御して、鋼線の被削性向上効果を確認した。

下記表７、８（表８は表７の続き）に示す２７〜４１の各組成の低炭素鋼片を実施例１と同じ条件で溶製した。表８には、鋳造前の溶鋼中の、Ｏｆ量とＯｆ／Ｓの値も示す。この低炭素鋼片を、表９に示す加熱温度、仕上げ圧延温度、冷却速度で、熱間圧延した鋼線（線径８．０ｍｍ）を実機にて得て、この鋼線の被削性などを各々評価した。

なお、表９に示す圧延後の冷却速度は、圧延パターンＣの場合を除き、仕上げ圧延後、ステルモアコンベア上に鋼線材が載置されてから衝風冷却を開始して、５００℃まで冷却した場合の、平均冷却速度を示す。表９に示す圧延パターンＣの場合は、６００℃までを平均冷却速度０．８℃/sで冷却後、６００℃以下を２．５℃/sで室温まで加速冷却したものである。これら熱間圧延後の冷却速度は、コイル状線材のリングピッチの制御や、徐冷カバーの使用、風冷の際の風量、風向き、などを組み合わせて、適宜制御した。

以上の製造された鋼線材のＭｎＳの平均幅と、ＭｎＳの平均幅の鋼材の径（直径ｄ）との関係（２．８＊log ｄ）、圧縮試験により得られた２００℃と２５℃との変形抵抗の差、および固溶Ｎ量を表１０に示す。なお、製造された鋼線材は、組織観察の結果、全てフェライト・パーライト組織であった。

変形抵抗は、径８ｍｍ、高さ１２ｍｍの円柱状の鋼線材試験片を、室温状態である２５℃と、２００℃に加熱した状態で圧縮試験を行なった。そして、圧縮試験は、鋼線材試験片と圧縮治具との間に超硬材を挟み、摩擦を抑制して行い、鋼線材試験片の圧縮の際の変形速度は０．３ｍｍ／ｍｉｎとして、歪みが０．３の時の変形抵抗を、上記温度で各々求めた。

また、鋼線材のＭｎＳの平均幅および固溶Ｎ量は前記した方法で測定した。

これら製造された鋼線材の被削性評価も、実施例１と同じ試験条件にて、仕上げ面粗さを測定して行った。これらの結果も表１０に示す。

表７、８の鋼４１は本発明化学成分組成範囲内からなり、かつ、ＭｎとＳの含有量が、Ｍｎ＊Ｓ：０．４０〜１．２、Ｍｎ／Ｓ≧３．０の関係を各々を満たしている。また、鋳造前の溶鋼中のＯｆが３０ｐｐｍ以上、１００ｐｐｍ未満の範囲、Ｏｆ／Ｓが０．００５〜０．０３０の範囲に制御されている。

表１０から明らかな通り、この鋼４１を用いた鋼線材の内、発明例４９、５１、５２は、圧延条件も各々表９の好ましい圧延冷却条件内（Ｂ、Ｃ、Ｅ）であり、固溶Ｎも好ましい７０ｐｐｍ以上である。この結果、これら発明例は、鋼線材中の硫化物系介在物の平均幅 (μm ）が２．８＊log ｄ以上であり、かつ、上記圧縮試験により得られた２００℃と２５℃との変形抵抗の差が１１０ＭＰａ以上、２００ＭＰａ以下の本発明規定内であり、仕上面粗さＲａが２７．６〜３１．５μm 程度である。

また、発明例４９、５１、５２の初析フェライトの硬度は、ＨＶ１３６〜１４２であり、本発明の初析フェライトの硬度規定にも対応している。

これに対して、同じ鋼４１を用いた比較例５０は、圧延条件が表９のＡであり、冷却速度が遅過ぎる。このため、固溶Ｎは６３ｐｐｍと少なく、鋼線材中の硫化物系介在物の平均幅 (μm ）が２．８＊log ｄ以上であるにもかかわらず、上記圧縮試験により得られた２００℃と２５℃との変形抵抗の差が１０３と下限を下回っている。この結果、比較例５０は仕上面粗さＲａが３６．８程度と、上記発明例４９、５１、５２に比して、被削性が劣っている。

比較例３５は、圧延条件は表９の好ましい圧延冷却条件内Ｂであるのもかかわらず、用いた鋼２７のＭｎ＊Ｓが表８の通り、下限０．４０を低めに外れている。また、固溶Ｎが５２ｐｐｍと少ない。このため、上記圧縮試験により得られた２００℃と２５℃との変形抵抗の差が９５と下限を下回っている。この結果、比較例３５は仕上面粗さＲａが３８．９程度と、上記発明例に比して、被削性が劣っている。

発明例３６は、用いた鋼２８が本発明化学成分組成範囲内からなり、圧延条件も表９の好ましい圧延冷却条件Ｂであり、固溶Ｎも好ましい７０ｐｐｍ以上である。このため、鋼線材中の硫化物系介在物の平均幅 (μm ）が２．８＊log ｄ以上であり、かつ、上記圧縮試験により得られた２００℃と２５℃との変形抵抗の差が１１０ＭＰａ以上、２００ＭＰａ以下の本発明規定内である。この結果、仕上面粗さＲａが３３．６μm 程度と被削性に優れている。

比較例３７は、表８の通り、用いた鋼２９が鋳造前の溶鋼中のＯｆが下限３０ｐｐｍを低めに外れ、Ｏｆ／Ｓが下限０．００５を低めに外れている。このため、圧延条件は表９の好ましい圧延冷却条件内Ｂであるのもかかわらず、鋼線材中の硫化物系介在物の平均幅 (μm ）が２．８＊log ｄ未満であり、固溶Ｎが６０ｐｐｍと少ない。このため、上記圧縮試験により得られた２００℃と２５℃との変形抵抗の差が１０２と下限を下回っている。この結果、比較例３５は仕上面粗さＲａが４２．６程度と、上記発明例に比して、被削性が劣っている。

比較例３８は、表７、８の通り、用いた鋼３０が本発明化学成分組成範囲内からなり、圧延条件も表９の好ましい圧延冷却条件Ｂであるが、固溶Ｎが６７ｐｐｍと少ない。このため、上記圧縮試験により得られた２００℃と２５℃との変形抵抗の差が１０８と下限を下回っている。この結果、比較例３５は仕上面粗さＲａが３８．７程度と、上記発明例に比して、被削性が劣っている。

比較例３９は、表８の通り、用いた鋼３１の鋳造前の溶鋼中のＯｆが下限３０ｐｐｍを低めに外れ、Ｏｆ／Ｓが下限０．００５を低めに外れている。このため、圧延条件は表９の好ましい圧延冷却条件内Ｂであるのもかかわらず、鋼線材中の硫化物系介在物の平均幅 (μm ）が２．８＊log ｄ未満である。このため、あるのもかかわらず、仕上面粗さＲａが３９．２程度と、上記発明例に比して、被削性が劣っている。

比較例４０は、表８の通り、用いた鋼３２のＭｎ／Ｓが下限３．０を低めに外れている。このため、圧延条件は表９の好ましい圧延冷却条件内Ｂであるにもかかわらず、圧延で割れが生じ、仕上面粗さＲａなどの評価ができなかった。

比較例４１は、表８の通り、用いた鋼３３のＭｎ／Ｓが下限３．０を低めに外れている。このため、圧延条件は表９の好ましい圧延冷却条件内Ｂであるにもかかわらず、圧延で割れが生じ、仕上面粗さＲａなどの評価ができなかった。

比較例４２は、表７の通り、用いた鋼３４のＭｎが表７の通り、下限１．０％を低めに外れている。このため、圧延条件は表９の好ましい圧延冷却条件内Ｂであるにもかかわらず、圧延で割れが生じ、仕上面粗さＲａなどの評価ができなかった。

比較例４３は、表７の通り、用いた鋼３５のＭｎが表７の通り、上限２．０％を超えて高過ぎる。また、表８の通り、鋳造前の溶鋼中のＯｆが下限３０ｐｐｍを低めに外れ、Ｏｆ／Ｓが下限０．００５を低めに外れている。このため、圧延条件は表９の好ましい圧延冷却条件内Ｂであるが、鋼線材中の硫化物系介在物の平均幅、固溶Ｎ、上記圧縮試験により得られた２００℃と２５℃との変形抵抗の差が各々低過ぎ、仕上面粗さＲａが４７．０程度と、上記発明例に比して、被削性が劣っている。

比較例４４は、表７の通り、用いた鋼３６のＳ量が０．２８％と下限０．３％を低めに外れている。このため、表８の通り、Ｍｎ＊Ｓが下限０．４０％を低めに外れている。したがって、圧延条件は表９の好ましい圧延冷却条件内Ｂであるが、鋼線材中の固溶Ｎ、上記圧縮試験により得られた２００℃と２５℃との変形抵抗の差が各々低過ぎ、仕上面粗さＲａが４６．３程度と、上記発明例に比して、被削性が劣っている。

比較例４５は、表７の通り、用いた鋼３７のＮ量が下限０．００７％未満に低めに外れている。このため、圧延条件は表９の好ましい圧延冷却条件内Ｂであるが、鋼線材中の固溶Ｎ、上記圧縮試験により得られた２００℃と２５℃との変形抵抗の差が各々低過ぎ、仕上面粗さＲａが４８．２程度と、上記発明例に比して、被削性が劣っている。

比較例４６、４７、４８は、表８の通り、用いた鋼３８、３９、４０の鋳造前の溶鋼中のＯｆ、Ｏｆ／Ｓが、各上限を超えている。このため、圧延条件は表９の好ましい圧延冷却条件内Ｂであるが、鋼線材中の固溶Ｎ、上記圧縮試験により得られた２００℃と２５℃との変形抵抗の差が各々低過ぎ、仕上面粗さＲａが３６．８〜４８．７程度と、上記発明例に比して、被削性が劣っている。

また、これら比較例の初析フェライトの硬度は、本発明で規定するＨＶ１３３〜１５０の範囲を全て外れており、前記した発明例の初析フェライトの硬度が範囲内であることと合わせて、この室温２５℃から２００℃での変形抵抗の差の規定と重複乃至良く対応していると言える。以上の結果から、本発明要件の臨界的な意義が分かる。

以上説明したように、本発明によれば、毒性のあるＰｂや、Ｂｉ、Ｔｅなどの特殊元素を添加しない場合であっても、特に仕上面粗さが優れた被削性を有する低炭素硫黄系快削鋼材を提供することができる。このため、本発明鋼材は、被削性を重視した部品類で、切削によって多量に製作される主に小物部品であるネジ類、ニップル類などに有用である。

本発明におけるＭｎとＳとの含有量の関係を示す説明図である。鋼材の変形抵抗の圧縮試験温度による変化を示す説明図である。鋼材の圧縮試験における、歪みと室温２５℃から２００℃での変形抵抗の差の関係を示す説明図である。

Claims

質量％で、Ｃ：０．０２〜０．１２％、Ｓｉ：０．０１％以下、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｐ：０．０５〜０．２０％、Ｓ：０．３０〜０．６０％、Ｎ：０．００７〜０．０３％、を含み、かつ、ＭｎとＳの含有量が、Ｍｎ＊Ｓ：０．４０〜１．２、Ｍｎ／Ｓ≧３．０の関係を各々を満たし、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、金属組織がフェライト・パーライト組織からなる鋼材であって、この鋼材の直径をｄ（mm）とするとき、鋼材中の硫化物系介在物の平均幅 (μm ）が２．８＊log ｄ以上であり、かつ、前記金属組織における初析フェライトの硬度がＨＶ１３３〜１５０であることを特徴とする、仕上面粗さに優れた低炭素複合快削鋼材。
質量％で、Ｃ：０．０２〜０．１２％、Ｓｉ：０．０１％以下、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｐ：０．０５〜０．２０％、Ｓ：０．３０〜０．６０％、Ｎ：０．００７〜０．０３％、を含み、かつ、ＭｎとＳの含有量が、Ｍｎ＊Ｓ：０．４０〜１．２、Ｍｎ／Ｓ≧３．０の関係を各々を満たし、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、金属組織がフェライト・パーライト組織からなる鋼材であって、この鋼材の直径をｄ（mm）とするとき、鋼材中の硫化物系介在物の平均幅 (μm ）が２．８＊log ｄ以上であり、かつ、変形速度０．３ｍｍ／ｍｉｎの圧縮試験により得られた、歪みが０．３の時の変形抵抗の、２００℃と２５℃との変形抵抗の差が１１０ＭＰａ以上、２００ＭＰａ以下であることを特徴とする、仕上面粗さに優れた低炭素複合快削鋼材。
前記鋼材の固溶窒素が７０ｐｐｍ以上である請求項１または２に記載の仕上面粗さに優れた低炭素複合快削鋼材。
前記鋼材が、Ｃｒ：０．０４％以下、およびＴｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ａｌ、Ｚｒを総量で０．０２０％以下に規制した請求項１乃至３のいずれか１項に記載の仕上面粗さに優れた低炭素複合快削鋼材。
前記鋼材が、更に、Ｃｕ：０．３０％超、１．０％以下、Ｎｉ：０．２０％超、１．０％以下の１種または２種を含有する請求項１乃至４のいずれか１項に記載の仕上面粗さに優れた低炭素複合快削鋼材。