(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ  ：０．０１〜０．７％（質量％の意味、以下同じ），
Ｓｉ：０．０１〜２．５％，
Ｍｎ：０．１〜３％，
Ｓ  ：０．０１〜０．１６％，
Ｍｇ：０．０２％以下（０％を含まない），を含有すると共に、
［Ｍｇ］／［Ｓ］≧７．７×１０-3
《式中、［  ］は各元素の含有量（質量％）を意味する。》
を満たし、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる鋼からなり、
鋼中に観察される硫化物系介在物のうち、
長径が５μｍ以上の硫化物系介在物のアスペクト比の平均値が５．２以下で、
長径が５０μｍ以上の硫化物系介在物のアスペクト比の平均値が１０．８以下であり、且つ
長径が２０μｍ以上の硫化物系介在物の個数をａ、長径が５μｍ以上の硫化物系介在物の個数をｂとするとき、
ａ／ｂ≦０．２５
を満足することを特徴とする切屑処理性および機械的特性に優れた機械構造用鋼。
【請求項２】
Ｃ  ：０．０１〜０．７％（質量％の意味、以下同じ），
Ｓｉ：０．０１〜２．５％，
Ｍｎ：０．１〜３％，
Ｓ  ：０．０１〜０．１６％，
Ｍｇ：０．０２％以下（０％を含まない），
Ｃａ：０．０２％以下（０％を含まない），を含有すると共に、
（［Ｍｇ］＋［Ｃａ］）／［Ｓ］≧７．７×１０-3
《式中、［  ］は各元素の含有量（質量％）を意味する。》
を満たし、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる鋼からなり、
鋼中に観察される硫化物系介在物のうち、
長径が５μｍ以上の硫化物系介在物のアスペクト比の平均値が５．２以下で、
長径が５０μｍ以上の硫化物系介在物のアスペクト比の平均値が１０．８以下であり、且つ
長径が２０μｍ以上の硫化物系介在物の個数をａ、長径が５μｍ以上の硫化物系介在物の個数をｂとするとき、
ａ／ｂ≦０．２５
を満足することを特徴とする切屑処理性および機械的特性に優れた機械構造用鋼。
【請求項３】
Ｐ  ：０．０５％以下（０％を含む），
Ａｌ：０．１％以下（０％を含む），を含有するものである請求項１または２に記載の機械構造用鋼。
【請求項４】
Ｂｉ：０．３％以下（０％を含まない）を含有するものである請求項１〜３のいずれかに記載の機械構造用鋼。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、産業機械や自動車、電気製品等の部品のように、切削加工を施すことによって製造される部品の素材として有用な機械構造用鋼に関し、特に被削性改善成分としてのＰｂを実質的に含まない所謂Ｐｂフリーで、切削加工時の切屑処理性および機械的特性に優れた機械構造用鋼に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
産業機械や自動車、電気製品等の部品は、切削加工して製造されるものであるため、被削性が良好であることが要求される。こうした部品の素材となる機械構造用鋼の被削性を改善する方法としては、従来から鋼中に被削性改善成分としてＰｂやＳ等を含有させる方法が採用されており、特にＰｂは少量の添加で優れた被削性を発揮することが知られている。
【０００３】
こうした技術として、例えば特開昭５９−２０５４５３号には、ＳにＴｅ，ＰｂおよびＢｉを複合添加すると共に、長径と短径が夫々ある値以上であり、（長径／短径）比が５以下であるようなＭｎＳ系介在物が全ＭｎＳ介在物の５０％以上を占め、且つ酸化物系介在物中のＡｌ2Ｏ3の含有量が１５％以下である快削鋼について提案されている。
【０００４】
また、特開昭６２−２３９７０号には、連続鋳造法による低炭素硫黄−鉛快削鋼で、Ｃ，Ｍｎ，Ｐ，Ｓ，Ｐｂ，Ｏ，Ｓｉ，Ａｌ等の成分範囲を規定すると共に、ＭｎＳ系介在物の平均サイズや酸化物と結合していない硫化物系介在物の割合を規定することによって、被削性を改善する技術が提案されている。
【０００５】
これらの技術は、いずれもＰｂとＳを複合添加した快削鋼であるが、Ｐｂによる環境汚染の問題がクローズアップされるに及び、鉄鋼材料においてもＰｂの使用を回避しようという傾向にあり、所謂Ｐｂフリーで被削性を改善する技術の研究が積極的に進められている。
【０００６】
特開２０００−８７１７９号には、機械構造用炭素鋼や機械構造用合金鋼を対象とし、Ｃａ，Ｍｇ，ＲＥＭ（希土類元素）を複合添加することで超硬工具としての耐摩耗性や切屑処理性に優れた機械構造用鋼が提案されている。しかし、硫化物系介在物の組成だけしか記載されておらず、機械的性質や被削性に重要な影響を与える硫化物系介在物のサイズや形態については詳細に考慮されていない。
【０００７】
特開平７−１８８８５３号には、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｐ，Ｓ，Ｔ．Ｏ（トータルＯ）を基本成分とし、さらにＴ．Ｍｇ（トータルＭｇ）として０．００１５〜０．０３５０％含有する歯車用浸炭用鋼が提案されている。この発明では、鋼材中にＭｇを含有させることによってＡｌ2Ｏ3がＭｇＯ・Ａｌ2Ｏ3あるいはＭｇＯに改質され、酸化物系介在物（主にアルミナ）のサイズが微細化されると共にＭｎＳの延伸性が抑制され、面疲労強度の向上および歯曲げ疲労度の向上が期待できるとされている。しかし、横方向衝撃性や被削性を改善することについては何ら言及されていない。
【０００８】
特開平７−２３８３４２号には、上記特開平７−１８８８５３号に記載の歯車用浸炭用鋼をさらに改善する目的で、鋼材中に含有される酸化物および硫化物が、個数比として次式
（ＭｇＯ＋ＭｇＯ・Ａｌ2Ｏ3）個数／全酸化物個数  ≧  ０．８０      ▲１▼
０．２０  ≦（Ｍｎ・Ｍｇ）Ｓの個数／全硫化物個数  ≦  ０．７０    ▲２▼
を満たす高強度歯車用浸炭用鋼が提案されている。この鋼では、酸化物と硫化物の個数比を上式▲１▼および▲２▼で規定することにより、面疲労強度の飛躍的な向上および歯曲げ疲労強度の向上が期待できるとされているが、横方向衝撃性や被削性を改善することについては何ら言及されていない。
【０００９】
ところで、快削鋼とは異なる分野ではあるが、鋼材中の酸化物系介在物、特にアルミナ（Ａｌ2Ｏ3）系介在物は、タイヤコード等線材の断線原因、軸受鋼などの棒鋼では転動疲労特性の悪化原因、さらにＤＩ缶などの薄鋼板では製缶時割れの原因になることが知られており、この悪影響を軽減するためにアルミナ系介在物の低減技術が種々検討されてきた。例えば、特許第２１４０２８２号には、Ｓｉ，Ｍｎ，Ａｌ，Ｃを含有する溶鋼にＭｇ合金を添加し、鋼材中に存在するＡｌ2Ｏ3の凝集による粗大化を防止・改質する方法が提案されている。この技術は、溶鋼中のＡｌ2Ｏ3に対してＭｇを添加することで、Ａｌ2Ｏ3をＭｇＯ・Ａｌ2Ｏ3に改質してアルミナ系介在物を微細化し、酸化物の鋼材への悪影響を解消しようとしている。
【００１０】
また、特開平８−２２５８２２号には、Ａｌ，Ｓを含有する溶鋼に、まずＣａを添加し、続いてＭｇを添加することで、改質後の酸化物組成をＣａＯ−Ａｌ2Ｏ3二元系またはＣａＯ−Ａｌ2Ｏ3−ＭｇＯ三元系とすることができ、溶鋼中のアルミナ系介在物を一層低融点酸化物に改質する方法が提案されている。特に、ノズル詰まりの原因となる溶鋼中のＡｌ2Ｏ3やＣａＳの介在物をＣａ，Ｍｇの添加で１２ＣａＯ・７Ａｌ2Ｏ3よりもさらに低融点の複合酸化物にし、同時にＣａＳをほとんど生成させず、ノズル詰まりを防止している。
【００１１】
しかし、これらの技術は、Ａｌキルド鋼におけるＡｌ2Ｏ3の凝集・粗大化の防止であるが、Ｍｇを添加する前の溶鋼にはＡｌが含有されているものである。
【００１２】
さらに、特許第２６８４３０７号には、Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃを含有する溶鋼にＭｇ-Ａｌ合金を添加する溶鋼中Ａｌ2Ｏ3の高効率凝集防止方法が提案されている。この発明では、ＭｇとＡｌを同時に添加することで、改質反応を迅速かつ効率的に進めることができ、その結果Ｍｇ添加歩留まりが向上する。しかしながら、Ｍｇは気化し易く、ＭｇとＡｌを同時に添加しても、ＭｇはＡｌと同量ほどには溶鋼中に歩留まらない。よって、圧倒的にＡｌ2Ｏ3が生成し易く、Ａｌが先に添加された状態と極めて近い状態となり、微細分散効果は小さい。
【００１３】
このように、硫黄快削鋼におけるＭｎＳ等の硫化物系介在物の大きさや形状等の形態制御によって被削性を改善する技術が主流をなしているが、Ｐｂ快削鋼に匹敵する被削性を発揮する快削鋼は実現されていない。また、硫化物系介在物の形態制御によって被削性を改善する技術では、鋼材を圧延したり鍛造する際に母材の塑性変形に伴ってＭｎＳが長く変形し、これが原因となって機械的特性に異方性を生じ、ある方向における衝撃値が低下するという問題も指摘されている。
【００１４】
ところで被削性は、（１）切削抵抗、（２）工具寿命、（３）仕上げ面粗さ、（４）切屑分断性（切屑処理性）、等の項目によって評価されるものであり、従来ではこれらの項目のうち工具寿命と仕上げ面粗さが重要視されていたが、近年機械加工の自動化や無人化が進められる中では、作業効率や安全性の観点から切屑分断性がかなり重要な課題となっている。すなわち、切屑分断性は切削時に切屑が短尺に分断された状態となる特性であるが、この特性が悪くなると切屑が螺旋状に長く伸びて切削工具に絡まる等の障害が生じることになる。こうした切屑分断性の点からしても、従来のＰｂ添加鋼では比較良好な被削性が発揮されていたのであるが、Ｐｂフリーの鋼材においてはこの特性が良好であるものは実現されていないのが実状である。
【００１５】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、こうした状況の下でなされたものであって、その目的は、Ｐｂフリーでも優れた切屑処理性と機械的特性を安定して確実に発揮し得る機械構造用鋼を提供することにある。
【００１６】
【課題を解決するための手段】
上記目的を達成し得た本発明の切屑処理性および機械的特性に優れた機械構造用鋼とは、鋼中に観察される硫化物系介在物の長径の長さが特定の範囲にあるものの平均アスペクト比を制御すると共に、粗大な硫化物系介在物の個数を制御することにより切屑処理性および機械的特性を向上させたことを特徴とする機械構造用鋼である。具体的には、鋼中に観察される硫化物系介在物のうち、長径が５μｍ以上の硫化物系介在物のアスペクト比の平均値が５.２以下であり、且つ長径が２０μｍ以上の硫化物系介在物の個数をａ、長径が５μｍ以上の硫化物系介在物の個数をｂとするとき、
ａ／ｂ≦０．２５
を満足するものであるところに要旨を有するものである。
【００１７】
ここで、本発明におけるアスペクト比は、硫化物系介在物の長径をｃ、短径をｄとするとき、ｃ／ｄで表される。また、硫化物径介在物の長径とは最大外接円直径を、短径とは該最大外接円直径における最も離れた２つの内接点を結ぶ線分に直交する方向における最大径を意味する。
【００１８】
また、機械構造用鋼が、
［Ｍｇ］／［Ｓ］≧７．７×１０-3
《式中、［  ］は各元素の含有量（質量％）を意味する。》
を満たす鋼からなり、鋼中に観察される硫化物系介在物のうち、長径が５０μｍ以上の硫化物系介在物のアスペクト比の平均値が１０．８以下であり、且つ前記ａおよびｂが、
ａ／ｂ≦０．２５
を満足するものである場合も本発明の態様の一つである。
【００１９】
この他、機械構造用鋼が、
（［Ｍｇ］＋［Ｃａ］）／［Ｓ］≧７．７×１０-3
《式中、［  ］は各元素の含有量（質量％）を意味する。》
を満たす鋼からなり、鋼中に観察される硫化物系介在物のうち、長径が５０μｍ以上の硫化物系介在物のアスペクト比の平均値が１０．８以下であり、且つ前記ａおよびｂが、
ａ／ｂ≦０．２５
を満足するものである場合も本発明の態様の一つである。
【００２０】
なお、上記の各鋼がＣ：０．０１〜０．７％（質量％の意味、以下同じ），Ｓｉ：０．０１〜２．５％，Ｍｎ：０．１〜３％，Ｓ：０．０１〜０．１６％，Ｐ：０．０５％以下（０％を含む），Ａｌ：０．１％以下（０％を含む），Ｍｇ：０．０２％以下（０％を含まない）を含有するものである場合や、さらには、Ｃａ：０．０２％以下（０％を含まない）やＢｉ：０．３％以下（０％を含まない）を含有するものである場合も本発明の好ましい態様である。
【００２１】
【発明の実施の形態】
本発明者らは、切屑処理性と、靭性（より具体的には機械的特性のうち鍛造や圧延などで伸ばされた方向に垂直な方向の衝撃値、すなわち横目靭性）のバランスの優れた機械構造用鋼（以下、単に「鋼」という）の開発を目的として鋭意検討を重ねた結果、鋼中のＭｎＳなどの硫化物系介在物の形態（形状・サイズ）を制御することで該両特性を兼ね備えた鋼を製造し得ることを既に確認している。すなわち、鋼の切屑処理性を高めるには、硫化物系介在物が粗大であることが好ましく、他方、鋼の横目靭性を高めるには、硫化物系介在物が微細な球状をしていることが好ましい。よって、鋼中の硫化物系介在物がある大きさ範囲内で且つ略球状である場合に、鋼はこれらの両特性を満たし得るのである。
【００２２】
さらに、上記両特性を満足する鋼について、特に略球状の硫化物系介在物について調査した結果、該硫化物系介在物の内部にはＭｇやＣａの酸化物が存在することを突き止めた。他方、鋼の横目靭性の低下の一因となる粗大で展伸した形状の硫化物系介在物の内部にはＭｇやＣａの酸化物は存在しない。すなわち、硫化物系介在物がＭｇやＣａの酸化物を核として成長し、さらに該酸化物が硫化物系介在物中に固溶している場合には、上記両特性を満足する鋼にとって、好ましい形態を取り得るのである。
【００２３】
従って、鋼の製造にあたり、ＭｇやＣａの酸化物を積極的に生成させることにより、硫化物系介在物の形状およびサイズを鋼の切屑処理性と横目靭性のバランスが良好となるように制御することが可能となり、本発明を完成するに至った。
【００２４】
本発明においては、鋼の溶製段階でＭｇやＣａを添加するタイミングを計ることによって、硫化物系介在物の核となるＭｇやＣａの酸化物を積極的に生成させることとしている。
【００２５】
以下、本発明の内容を詳細に説明する。
【００２６】
本発明鋼の第１の態様は、長径が５μｍ以上の硫化物系介在物のアスペクト比の平均値が５.２以下であり、且つ長径が２０μｍ以上の硫化物系介在物の個数をａ、長径が５μｍ以上の硫化物系介在物の個数をｂとするとき、
ａ／ｂ≦０．２５
を満足するものである。
【００２７】
上記鋼において、長径が５μｍ以上の硫化物系介在物の平均アスペクト比は５．２以下、好ましくは５．０以下、さらに好ましくは４．５以下である。平均アスペクト比が上記範囲を超えると、硫化物系介在物が略球状ではなく展伸した形状となるため、鋼の横目靭性が低下する。なお、上記平均アスペクト比の下限については特に制限はなく、１すなわち球状であってもよい。
【００２８】
また、上記鋼において、上記ａ／ｂは０．２５以下、好ましくは０．２０以下である。ａ／ｂの値が上記範囲を超えると、鋼中に粗大な硫化物系介在物が多く存在することとなり、鋼の横目靭性が低下する。なお、上記ａ／ｂの下限については特に制限はなく、０であってもよい。
【００２９】
なお、本発明において長径が５μｍを下回る硫化物系介在物を除外しているのは、このような微細な介在物は鋼の切屑処理性や横目靭性にあまり大きな影響を与えないと考えられるからである。
【００３０】
本発明鋼の第２の態様は、
［Ｍｇ］／［Ｓ］≧７．７×１０-3
《式中、［  ］は各元素の含有量（質量％）を意味する。》
を満たす鋼からなり、鋼中に観察される硫化物系介在物のうち、長径が５０μｍ以上の硫化物系介在物のアスペクト比の平均値が１０．８以下であり、且つ上記ａおよびｂが、
ａ／ｂ≦０．２５
を満足するものである。
【００３１】
上記本発明の第２の態様において、長径が５０μｍ以上の硫化物系介在物の平均アスペクト比は１０．８以下、好ましくは１０．５以下である。平均アスペクト比が上記範囲を超えると、硫化物系介在物は略球状ではなく、粗大な展伸した形状となるため、鋼の横目靭性が低下する。なお、上記平均アスペクト比の下限については特に制限はなく、１すなわち球状であってもよい。
【００３２】
また、上記第２の態様において、［Ｍｇ］／［Ｓ］の値は７．７×１０-3以上、好ましくは１．５×１０-2以上である。［Ｍｇ］／［Ｓ］の値が上記範囲を下回ると、硫化物系介在物の形状・サイズを制御し得るＭｇ酸化物の量が不十分となり、粗大な硫化物系介在物が増加し、鋼の横目靭性が低下する。なお、［Ｍｇ］／［Ｓ］の値の上限については特に限定されないが、Ｍｇ量の上限とＳ量の下限とから定まる。
【００３３】
本発明鋼の第３の態様は、
（［Ｍｇ］＋［Ｃａ］）／［Ｓ］≧７．７×１０-3
《式中、［  ］は各元素の含有量（質量％）を意味する。》
を満たす鋼からなり、鋼中に観察される硫化物系介在物のうち、長径が５０μｍ以上の硫化物系介在物のアスペクト比の平均値が１０．８以下であり、且つ上記ａおよびｂが、
ａ／ｂ≦０．２５
を満足するものである。
【００３４】
上記本発明の第３の態様において、（［Ｍｇ］＋［Ｃａ］）／［Ｓ］の値は、７．７×１０-3以上、好ましくは１．５×１０-2以上である。（［Ｍｇ］＋［Ｃａ］）／［Ｓ］の値が上記範囲を下回ると、硫化物系介在物の形状・サイズを制御し得るＭｇ酸化物およびＣａ酸化物の量が不十分となり、粗大な硫化物系介在物が増加し、鋼の横目靭性が低下する。なお、（［Ｍｇ］＋［Ｃａ］）／［Ｓ］の値の上限については、特に限定されないが、Ｍｇ量およびＣａ量の上限とＳ量の下限とから定まる。
【００３６】
次に、本発明鋼の化学成分について説明する。
【００３７】
Ｃ：０．０１〜０．７％
Ｃは、最終製品の強度を確保するのに最も重要な元素であり、かかる観点から、Ｃの含有量の下限は０．０１％、好ましくは０．１０％以上が推奨される。但し、Ｃの含有量が過剰になると、靭性が低下すると共に工具寿命などの被削性にも悪影響を与えるため、その上限は０．７％、好ましくは０．５５％以下が推奨される。
【００３８】
Ｓｉ：０．０１〜２．５％
Ｓｉは、脱酸元素として有効である他、固溶強化によって機械的部品の高強度化に寄与する元素である。かかる効果を有効に発揮させる観点から、Ｓｉの含有量の下限は０．０１％、好ましくは０．０３％以上が推奨される。但し、Ｓｉの含有量が過剰になると被削性に悪影響が現れてくるので、その上限は２．５％、好ましくは１．５％以下が推奨される。
【００３９】
Ｍｎ：０．１〜３％
Ｍｎは、鋼材の焼入れ性を高めて強度増大に寄与するだけでなく、硫化物系介在物を形成して切屑処理性の向上にも寄与する元素である。かかる効果を有効に発揮させる観点から、Ｍｎの含有量の下限は０．１％、好ましくは０．３％以上が推奨される。但し、Ｍｎの含有量が過剰になると被削性を却って低下させるので、その上限は３％、好ましくは２％以下が推奨される。
【００４０】
Ｓ：０．０１〜０．１６％
Ｓは硫化物系介在物を形成して、切屑処理性を向上させるのに有効な元素である。かかる効果を有効に発揮させる観点から、Ｓの含有量の下限は０．０１％、好ましくは０．０３％以上が推奨される。但し、Ｓの含有量が過剰になるとＭｎＳなどの硫化物を起点として割れが生じ易くなることから、その上限は０．１６％、好ましくは０．１４％以下が推奨される。
【００４１】
Ｐ：０．０５％以下（０％を含む）
Ｐは、粒界偏析を起こして耐衝撃特性を劣化させる傾向があるので、その含有量は０．０５％以下、好ましくは０．０２％以下に抑えることが推奨される。
【００４２】
Ａｌ：０．１％以下（０％を含む）
Ａｌは、鋼材を溶製する際の脱酸元素として重要である他、窒化物を形成してオーステナイト結晶粒の微細化にも有効であるが、過剰になると逆に結晶粒が粗大化して靭性に悪影響を及ぼすので、その含有量は０．１％以下、好ましくは０．０５％以下に抑えることが推奨される。なお、後に詳述するが、本発明において、Ａｌは後記Ｍｇ，Ｃａと共に溶鋼中への添加時期を適切にコントロールしなければならない重要な元素である。
【００４３】
Ｍｇ：０．０２％以下（０％を含まない）
Ｍｇは脱酸作用を有しており、微細な酸化物を形成し、硫化物系介在物の核となってこれを均一分散させると共に、該酸化物が硫化物系介在物中に固溶して、該硫化物系介在物の展伸を抑制する点で重要な元素である。但し、Ｍｇの過剰な添加は製造コストを上昇させる点から、Ｍｇの含有量の上限は０．０２％、好ましくは０．０１％以下が推奨される。また、Ｍｇの含有量の下限は特に限定されないが、上記効果を有効に発揮させるには［Ｍｇ］／［Ｓ］の値を７．７×１０-3以上、好ましくは１．５×１０-2以上とすることが推奨される。
【００４４】
Ｃａ：０．０２％以下（０％を含む）
Ｃａは、Ｍｇに比べると硫化物系介在物を均一に分散させる効果は低いものの、粗大な硫化物系介在物の展伸を抑制する効果が高く、Ｍｇと複合添加されることでＭｇの有する硫化物系介在物の展伸抑制効果を増大させ得ると考えられる元素である。但し、ＣａもＭｇと同様に、過剰に添加すると製造コストを上昇させるため、その含有量の上限を０．０２％、好ましくは０．０１％とすることが推奨される。また、Ｃａの含有量の下限は特に限定されないが、上記効果を有効に発揮させるには（［Ｍｇ］＋［Ｃａ］）／［Ｓ］の値を７．７×１０-3以上、好ましくは１．５×１０-2以上とすることが推奨される。
【００４５】
Ｂｉ：０．３％以下（０％を含む）
Ｂｉは被削性を向上させるのに有効な元素である。但し、過剰に含有してもその効果が飽和するばかりでなく、熱間鍛造性を劣化させて機械的特性を低下させることになるので、その量を０．３％以下、好ましくは０．１％以下とすることが推奨される。また、Ｂｉの含有量の下限は特に限定されないが、上記効果を有効に発揮させるには０．０１％以上とするのが好ましい。
【００４６】
次に、本発明の鋼の製造方法について説明する。
【００４７】
Ａｌキルド鋼では、硫化物系介在物の晶出核となる酸化物はＡｌ2Ｏ3であるが、Ａｌ2Ｏ3は溶鋼中で凝集し、クラスター状になり粗大化することが知られている。つまり、硫化物系介在物の晶出核となる酸化物が粗大化していると、硫化物系介在物の形態自体も粗大化する。
【００４８】
そこで、本発明の鋼を製造するに当たっては、実質的にＡｌを含有しない溶鋼に、実質的にＡｌを含有しないＭｇ合金を添加すれば、酸化物系介在物としてＭｇＯが生成し、このＭｇＯが硫化物系介在物の晶出核となる。ＭｇＯはＡｌ2Ｏ3よりも凝集・クラスター化しにくいため、酸化物系介在物は微細に分散し、よって硫化物系介在物は粗大化しない。
【００４９】
また、ＭｇＯが多数分散している溶鋼を冷却すると、（１）ＭｇＯを核としてＭｇＳが晶出し、さらに冷却すると、これを核にＭｎＳなどの硫化物系介在物が晶出する。あるいは（２）ＭｇＯを核としてＭｇＳとＭｎＳなどが同時に晶出する。つまり、硫化物系介在物中にはＭｇを多く含有することになり、該介在物は変形しにくくなるので、圧延時においても展伸しにくくなり、切屑処理性および機械的性質（特に横目靭性）の両性質を有する鋼を得ることができる。
【００５０】
なお、Ａｌ2Ｏ3は溶鋼中で凝集し、クラスター状となり、粗大化することは上述した通りである。これは溶鋼とＡｌ2Ｏ3の濡れ性が非常に悪いことに起因する。これに対して、溶鋼とＭｇＯの濡れ性は良好であるため、Ａｌ2Ｏ3の場合と異なり、ＭｇＯはクラスター化することはない。このことは、ＭｇＯの方がＡｌ2Ｏ3よりも、溶鋼との界面エネルギーが小さいことによる。例えば、特許第２６８４３０７号には、Ｍｇを添加して、溶鋼中のＡｌ2Ｏ3をＭｇＯ・Ａｌ2Ｏ3に改質する方法が提案されており、さらに、該ＭｇＯ・Ａｌ2Ｏ3はＭｇＯにまで変化することもある。ＭｇＯ・Ａｌ2Ｏ3やＭｇＯは溶鋼との界面エネルギーが小さいので、そのサイズは微細であり、クラスター化もしづらい。しかしながら、溶鋼にＭｇを添加し、Ａｌ2Ｏ3をＭｇＯ・Ａｌ2Ｏ3に改質する前にＡｌ2Ｏ3同士が既に凝集し粗大化していると、硫化物系介在物も粗大化してしまう。一方、上記のように、実質的にＡｌを含有しない溶鋼に、実質的にＡｌを含有しないＭｇ合金を添加すると、まずＭｇＯが生成・分散する。このＭｇＯはＡｌ2Ｏ3よりも界面エネルギーが小さく、そのサイズは微細で、クラスター化もしづらいので、上記Ｍｇ合金を添加した後にＡｌを添加しても、ＭｇＯが生成・分散している状態にＡｌが添加されるので、ＭｇＯ・Ａｌ2Ｏ3やＡｌ2Ｏ3は生成され難い。つまり、Ａｌは脱酸元素として働くのではなく、加工・熱処理工程での結晶粒微細化元素として働く。たとえＭｇＯがＭｇＯ・Ａｌ2Ｏ3やＡｌ2Ｏ3リッチなＭｇＯとＡｌ2Ｏ3の複合酸化物に変化したとしても、その速度は非常に遅いので、Ａｌによる効果（加工・熱処理工程での結晶粒微細化）を保持しつつ、本発明鋼を製造することはできる。
【００５１】
本発明の鋼は、実質的にＡｌを含有しない溶鋼に、実質的にＡｌを含有しないＭｇ合金を添加し、前記Ｍｇ合金を添加した後に、実質的にＡｌを含有しないＣａ合金を添加することでも製造できる。Ｍｇ添加後の溶鋼中にＣａを添加するとＣａＯやＣａＳを生成するが、このＣａＯは酸化物系介在物の一部となり、ＭｇＯと同様に硫化物系介在物の晶出核となる。また、上記ＣａＳを含有する硫化物系介在物は、Ｍｇを含有しない硫化物系介在物と比較すると、Ｍｇを含有する硫化物系介在物と同様に展伸しにくくなり、鋼の機械的性質（特に横目靭性）が向上する。つまり、溶鋼中に生成した多数の（１）ＭｇＯなどの酸化物系介在物を核としてＭｇＳと共にＣａＳが晶出し、さらに冷却すると、これを核にＭｎＳなどの他の硫化物系介在物が晶出する。あるいは、（２）ＭｇＯなどの酸化物系介在物が晶出核となりＭｇＳとＣａＳとＭｎＳなどが同時に晶出する。よって、硫化物系介在物はＭｇとＣａを多く含有することになり、該介在物は変形しにくくなるので、圧延時においても展伸しにくくなり、切屑処理性および機械的性質（特に横目靭性）の両性質を有する鋼を得ることができる。また、上記Ｃａを添加した後にＡｌを添加することも有効である。
【００５２】
さらに、実質的にＡｌを含有しない溶鋼に、実質的にＡｌを含有しないＭｇ合金と実質的にＡｌを含有しないＣａ合金を同時、もしくは最初のＭｇ合金の添加を最初のＣａ合金の添加より早い時期で任意回数、任意順序で両者に添加しても本発明の鋼は製造できる。つまり、Ｍｇ合金とＣａ合金を同時に添加すると、ＭｇＯや、ＣａＯを含んだ酸化物を生成し、これらが晶出核となり硫化物系介在物が晶出する。これらの晶出核は凝集・クラスター化しないので、硫化物系介在物も粗大化しない。また、最初のＭｇ合金の添加を最初のＣａ合金の添加より早い時期で任意回数、任意順序（例えばＭｇ合金を添加後、Ｃａ合金を添加し、さらにＭｇ合金を添加する。）で添加すると、添加歩留まりを上げることができ、切屑処理性と機械的特性に優れた鋼を得ることができる。また、上記Ｍｇ合金とＣａ合金を添加した後に、Ａｌを添加することも好ましい。
【００５３】
一方、Ｃａ合金を先に添加すると、Ｃａは溶鋼に存在する微量のＡｌ2Ｏ3と反応し、ＣａＯ・Ａｌ2Ｏ3を生成する。このＣａＯ・Ａｌ2Ｏ3は硫化物系介在物の晶出核と成り得るが、ＣａＯ・Ａｌ2Ｏ3自体が大きな介在物となりやすいので、硫化物系介在物も粗大化し本発明の鋼を製造することはできない。
【００５４】
本発明の鋼の製造に用いる溶鋼は、実質的にＡｌを含有しないものであり、具体的には溶鋼に含有するＡｌの上限は０．００５質量％である。Ａｌが０．００５質量％を超えると、Ｍｇ添加前にＡｌ2Ｏ3が生成し、本発明の鋼を得ることが困難となる。
【００５５】
また、本発明の鋼の製造に用いるＭｇ合金とＣａ合金は、実質的にＡｌを含有しないものであり、具体的にはＭｇ合金、Ｃａ合金共、Ａｌの含有上限が１質量％であり、少なければ少ないほど望ましい。１質量％超えてＡｌを含有する合金を溶鋼に添加すると、合金中のＡｌが溶鋼中のＯと結合してＡｌ2Ｏ3を生成し、凝集・クラスターを形成し、Ａｌを先に添加した状態と近くなり、本発明の鋼の製造が困難となる。なお、Ｍｇ合金とＣａ合金を併用して添加する場合は、両合金中に含有されるＡｌの合計含有量の上限は１．２質量％以下である。
【００５６】
ＭｇやＣａの添加方法は特に限定されるものではないが、ＭｇおよびＣａは高蒸気圧元素であり蒸発ロスし易く、また酸化されやすいので、極力蒸発ロスや酸化ロスが少ない方法で添加することが好ましい。例えば、Ｍｇ合金やＣａ合金の粒状物を鉄製ワイヤ中に充填し、鉄製ワイヤごと溶鋼中へ添加する方法や、粒状物を不活性ガスと共に溶鋼内へ吹込む方式などが挙げられる。また、ＭｇやＣａは溶鋼中の歩留まりが悪いため、製鋼工程の作業性も考慮すると取鍋、タンディッシュ、モールドなどに存在する溶鋼に数回添加することが好ましく、歩留まりを向上させることができる。
【００５７】
また、ＭｇとＣａは酸化されやすい元素であり、大気による酸化ロスを防止するには、上記溶鋼をスラグで覆っておくことが好ましい。しかし、スラグ中にＭｇＯやＣａＯが存在しないと、ＭｇやＣａを添加して生成するＭｇＯやＣａＯはスラグに吸収されてしまうので、晶出核やその基になるＭｇＯやＣａＯが減少する。そこで、スラグ中にＭｇＯを１５質量％以上含有させるのが好ましく、２０質量％以上含有させるのがより好ましい。また、溶鋼にＣａを添加する場合も同様に、スラグ中に１５質量％以上のＣａＯを含有させるのが好ましく、２０質量％以上含有させるのがより好ましい。
【００５８】
本発明に係る鋼の製造方法における溶解、鋳造後の工程としては特に制限されるものではなく、従来公知の方法が採用される。なお、例えば棒鋼の場合は通常、実機で鋳片から製品にしたときの断面積の減面率は９２〜９７％程度であり、鋼中の硫化物系介在物の形状はこのような鍛造、圧延などの加工の影響を受ける。しかし、本発明鋼では、このような加工後であっても、硫化物系介在物の形状・サイズが上記範囲内にあれば、良好な切屑処理性と横目靭性を有する。
【００５９】
なお、本発明で対象とする硫化物系介在物は特に限定されず、Ｍｎ，Ｃａ，Ｍｇ，ＺｒおよびＲＥＭの硫化物、あるいはその他の元素（Ｎｉ，Ｃｒ、Ｃｕ，Ｍｏ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔｉ，Ｚｒ，Ｐｂ，Ｂｉなど）の硫化物、さらにこれらの複合硫化物、炭硫化物、酸硫化物などであってもよい。
【００６０】
【実施例】
以下、実施例に基づいて本発明を詳細に述べる。但し、下記実施例は本発明を制限するものではなく、前・後記の趣旨を逸脱しない範囲で変更実施することは全て本発明の技術的範囲に包含される。
【００６１】
表１に示す成分組成の鋼を以下の手順により溶製した。Ｎｏ．１〜５の鋼については、転炉で溶鋼を溶製し、取鍋に出鋼する際にＳｉ，Ｍｎ，Ｃｒを添加した。続いて、取鍋内溶鋼に真空処理を施し、脱ガス、脱酸を実施し、Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｓを添加し（Ｎｏ．５の鋼についてはさらにＢｉも添加して）、実質的にＡｌを含有しない溶鋼を得た。その後、Ｎｉ−Ｍｇ合金、またはＮｉ−ＭｇとＮｉ−Ｃａ合金を取鍋に存在する溶鋼に添加した。添加方法は、ＭｇまたはＣａの合金粒状物を鉄製ワイヤ中に充填し、鉄製ワイヤごと溶鋼中へ添加する方法を用いた。その後Ａｌを添加して、その含有量が０．０２％となるように調整した。
【００６２】
Ｎｏ．８，９，１３の鋼については、転炉で溶鋼を溶製し、取鍋に出鋼する際に、Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ａｌを添加した。続いて取鍋内溶鋼に真空処理を施し、脱ガス、脱酸を実施し、Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ａｌ，Ｓを添加して、Ａｌを０．０２％含有する溶鋼を得た。その後、Ｎｉ−Ｍｇ合金、またはＮｉ−Ｍｇ合金とＮｉ−Ｃａ合金を取鍋に存在する溶鋼に添加した。添加方法は、ＭｇまたはＣａの合金粒状物を鉄製ワイヤ中に充填し、鉄製ワイヤごと溶鋼中へ添加する方法を用いた。
【００６３】
なお、Ｎｏ．１，３，５，８，１３の各鋼については、溶鋼の表面をＭｇＯを２５％含有するスラグで覆い、Ｎｏ．２、４，９の鋼については、溶鋼の表面をＭｇＯを２５％、ＣａＯを２５％含有するスラグで覆った。
【００６４】
Ｎｏ．１０，１２の鋼については、転炉で溶鋼を溶製し、取鍋に出鋼する際に、Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ａｌ，Ｎｉを添加した。続いて、取鍋内溶鋼に真空処理を施し、脱ガス、脱酸を実施して、Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｒ．Ａｌ，Ｓ，Ｎｉを添加して溶鋼を得た。
【００６５】
Ｎｏ．１１の鋼については、転炉で溶鋼を溶製し、取鍋に出鋼する際に、Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｒを添加した。続いて、取鍋内溶鋼に真空処理を施し、脱ガス、脱酸を実施して、Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｓを添加して、実質的にＡｌを含有しない溶鋼を得た。その後Ｎｉ−Ｃａ合金を取鍋に存在する溶鋼に添加した。添加方法は、Ｃａの合金粒状物を鉄製ワイヤ中に充填し、鉄製ワイヤごと溶鋼中へ添加する方法を用いた。その後Ａｌを添加し、その含有量が０．０２％となるように調整した。
【００６６】
その後、上記の各溶鋼を１５８０℃で鋳造して上面２４５ｍｍφ、底面２１０ｍｍφ、高さ３５０ｍｍ、質量約１５０ｋｇのインゴットを得た。これを１２００℃で鍛造し５２ｍｍφの丸棒を作成した。このときの断面積の減面率は９６％である。これを３０ｍｍの長さに切り出して評価用鋼とし、以下に示す各種特性評価に用いた。
【００６７】
［硫化物系介在物の形状・サイズ］
上記の評価用鋼を硫化物系介在物が展伸された方向と平行な断面に切断し、該断面を画像解析装置（株式会社ニレコ製ＬＵＺＥＸ  Ｆ）を用い、５．５ｍｍ×５．５ｍｍの視野を１００倍で観察して該視野中の硫化物系介在物の長径および短径を測定した。なお、測定は観察した画像を二値化処理して行った。二値化のレベルはＲＧＢで取り込み、Ｒ：１２５／１８０，Ｇ：１１０／１８０，Ｂ：１２０／１８０に調整し、グレーレベルは明るさによって硫化物系介在物がマトリックスに対して十分区別できるように、その都度調整した。測定した各粒子の長径および短径からアスペクト比を求め、その平均値を評価用鋼中の硫化物系介在物のアスペクト比とした。
【００６８】
［切屑処理性］
ハイス製（直径１０ｍｍ）のストレートドリルを用い、速度２０ｍ／ｍｉｎ、送り速度０．２ｍｍ／ｒｅｖ、穴深さ１０ｍｍの条件で乾式切削を行った。切屑処理性は、１ｇ当たりの切粉個数によって評価した。切粉は３穴分のものを用い、切粉の総個数と総重量から算出した。
【００６９】
［横目靭性値］
上記評価用鋼からＪＩＳ  Ｇ０３０３に従って評価用試験片を採取した。試験片はＪＩＳ  Ｚ２２０２に規定する３号試験片とした。切欠きは、横目の衝撃値が測定できるように鍛造方向に対して垂直に付けた。試験は、シャルピー衝撃試験機（東京衡機製造所製、シャルピー式縦型）を用い、ＪＩＳ  Ｚ２２４２に従って常温で行った。
【００７０】
これらの結果を表２および表３に示す。
【００７１】
【表１】
0003706560.tif 000002
【００７２】
【表２】
0003706560.tif 000003
【００７３】
【表３】
0003706560.tif 000004
【００７４】
表１および表２のＮｏ．１〜Ｎｏ．５の鋼は本発明の要件を満足する実施例であり、表３に示す通り、横目靭性値と切屑処理性のバランスが良好であった。
【００７５】
これに対し、表１および表２のＮｏ．８〜Ｎｏ．１３の鋼は本発明の要件を満足しない比較例であるが、表３に示す不具合を有している。
【００７６】
Ｎｏ．８，９の鋼は、Ａｌを含有する溶鋼にＭｇあるいはＭｇとＣａを添加したため、粗大な硫化物系介在物が多く、その結果、ａ／ｂ値が本発明の上限を超えており、横目靭性値が低下した。
【００７７】
Ｎｏ．１３の鋼も、Ｎｏ．８，９の鋼と同様にａ／ｂ値が本発明の上限を超える例であるが、Ｎｏ．８，９の鋼に比べると、Ｓ量が低いために横目靭性値が高くなっている。しかしながら、同じ理由から切屑処理性が低下しており、結果として、横目靭性値と切屑処理性のバランスが悪い。
【００７８】
Ｎｏ．１０〜１２の鋼は、硫化物系介在物のアスペクト比が、長径が５μｍ以上のもの、および５０μｍ以上のもののいずれにおいても本発明の上限値を超える例であり、横目靭性値が低下した。これらの鋼ではＭｇを含有しておらず、硫化物系介在物の形状を制御し得る酸化物が存在しないかまたは不足したために、該硫化物系介在物が展伸した形状となり、横目靭性値が低下したものと考えられる。
【００７９】
図１は上記結果に基づき横目靭性値と切粉個数との関係をグラフ化したものであるが、本発明の要件を満たす実施例の鋼では、これらのバランスが良好であることが分かる。
【００８０】
【発明の効果】
本発明は以上のように構成されており、Ｐｂフリーでも優れた切屑処理性と機械的特性を安定して確実に発揮し得る機械構造用鋼を提供することができた。
【図面の簡単な説明】
【図１】横目靭性値と切粉個数との関係を表したグラフである。
【図１】
0003706560.tif 000005