(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
重量％で、マンガン（Ｍｎ）：１５〜２５％、炭素（Ｃ）：０．８〜１．８％、０．７Ｃ−０．５６（％）≦Ｃｕ≦５％を満たす銅（Ｃｕ）、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物からなり、溶接熱影響部の−４０℃でのシャルピー衝撃値が１００Ｊ以上である、溶接熱影響部の靱性に優れた耐磨耗オーステナイト系鋼材。
【請求項２】
前記鋼材は、重量％で、硫黄（Ｓ）：０．０３〜０．１％、カルシウム（Ｃａ）：０．００１〜０．０１％をさらに含む、請求項１に記載の溶接熱影響部の靱性に優れた耐磨耗オーステナイト系鋼材。
【請求項３】
前記鋼材は、８重量％以下（０％は除く）のクロム（Ｃｒ）をさらに含み、降伏強度が４５０ＭＰａ以上である、請求項１又は２に記載の溶接熱影響部の靱性に優れた耐磨耗オーステナイト系鋼材。
【請求項４】
前記溶接熱影響部の微細組織は、オーステナイトが体積分率で９５％以上である、請求項１又は２に記載の溶接熱影響部の靱性に優れた耐磨耗オーステナイト系鋼材。
【請求項５】
前記溶接熱影響部の微細組織は、炭化物が体積分率で５％以下である、請求項１又は２に記載の溶接熱影響部の靱性に優れた耐磨耗オーステナイト系鋼材。
【請求項６】
重量％で、マンガン（Ｍｎ）：１５〜２５％、炭素（Ｃ）：０．８〜１．８％、０．７Ｃ−０．５６（％）≦Ｃｕ≦５％を満たす銅（Ｃｕ）、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物からなる組成を有する鋼スラブを１０５０〜１２５０℃の温度で再加熱する段階と、
前記再加熱されたスラブを８００〜１０５０℃の温度で仕上げ圧延する段階と、
を含む、溶接熱影響部の靱性に優れた耐磨耗オーステナイト系鋼材の製造方法。
（前記数式のうちＣは炭素の含量を重量％の単位で示したものである。）
【請求項７】
前記鋼スラブは、重量％で、硫黄（Ｓ）：０．０３〜０．１％、カルシウム（Ｃａ）：０．００１〜０．０１％をさらに含む、請求項６に記載の溶接熱影響部の靱性に優れた耐磨耗オーステナイト系鋼材の製造方法。
【請求項８】
前記鋼スラブは、８重量％以下（０％は除く）のクロム（Ｃｒ）をさらに含み、降伏強度が４５０ＭＰａ以上である、請求項６又は７に記載の溶接熱影響部の靱性に優れた耐磨耗オーステナイト系鋼材の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、多様な用途に用いることができるオーステナイト系鋼材に関し、特に、溶接熱影響部の靱性に優れたオーステナイト系耐磨耗鋼材及びその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
オーステナイト系鋼材は、それ自体が有する加工硬化能、非磁性等の性質によって多様な用途に用いられている。特に、これまで主に用いられていたフェライト又はマルテンサイトを主組織とする炭素鋼の特性に限界が示されるにつれ、これらの短所を克服する代替材としてその適用が増加している。
【０００３】
また、リニアモーターカーの軌道、核融合炉等の超電導応用機器及び一般電気機器の非磁性構造用材料、鉱産産業における採掘及び輸送用鋼材、拡管用パイプ用鋼材、スラリーパイプ用鋼材、耐サワー（ｓｏｕｒ）鋼材、オイル及びガス産業（Ｏｉｌ  ａｎｄ  Ｇａｓ  Ｉｎｄｕｓｔｒｉｅｓ）における採掘、輸送及び貯蔵用鋼材等、延性、耐磨耗性及び耐水素脆性等を必要とする産業分野でオーステナイト系鋼材の需要が増加し続けている。
【０００４】
従来の代表的な非磁性鋼材としては、オーステナイト系ステンレス鋼であるＡＩＳＩ３０４（１８Ｃｒ‐８Ｎｉ系）がある。しかしながら、降伏強度が低いため、構造材料として用いられるのには問題があり、高価の元素であるＣｒ、Ｎｉを多量含有するため、非経済的である。特に、荷重による非磁性特性が安定的に求められる構造材の場合、このような鋼材は、加工誘起変態によって強磁性相であるフェライト相が誘起変態されて磁性を示すため、その用途及び適用に限界がある。
【０００５】
また、鉱産産業、オイル及びガス産業（Ｏｉｌ  ａｎｄ  Ｇａｓ  Ｉｎｄｕｓｔｒｉｅｓ）の成長に伴い、採掘、輸送及び精製過程で用いられる鋼材の磨耗が大きな問題となっている。特に、最近、石油を代替する化石燃料としてオイルサンド（Ｏｉｌ  Ｓａｎｄｓ）に関する開発が本格化するにつれ、オイル、砂利、砂等が含まれたスラリーによる鋼材の磨耗が生産コストの増加を起こす主な原因となっており、よって、耐磨耗性に優れた鋼材の開発及び適用に関する需要が大きく増加している。既存の鉱産産業では、耐磨耗性に優れたハドフィールド（Ｈａｄｆｉｅｌｄ）鋼が主に用いられてきた。ハドフィールド鋼はオーステナイト系鋼材であり、鋼材に変形が加わる場合はマルテンサイトに変態されることにより高い硬度が得られる性質を有する。
【０００６】
上記のような多様な形のオーステナイト系鋼材の組織をオーステナイトに維持するためにはマンガン含量と炭素含量を高くする必要があるが、この場合、オーステナイト粒界に沿ってネットワーク状の炭化物を高温で生成させて鋼材の物性、特に、延性を急激に低下させてしまう。さらに、上記炭化物は、母材のみならず、高温に加熱された後に冷却される溶接熱影響部でも過度に形成されるため、溶接熱影響部の靱性を顕著に低下させてしまう。
【０００７】
このようなネットワーク状の炭化物析出を抑制するために、高温で溶体化処理をするか又は熱間加工後に常温に急冷させて高マンガン鋼を製造する方法が提案された。しかしながら、鋼材の厚さが厚い場合は、急冷による炭化物抑制効果が十分でない上、熱履歴を受ける溶接熱影響部における炭化物析出を防止することができないという問題がある。
【０００８】
また、オーステナイト系高マンガン鋼は、高い加工硬化によって被削性が劣り、これにより、切削工具の寿命を減少させるため、工具コストが増加し、工具の交替に関連した休止期間が増加する等、生産コストを増加させるという問題がある。
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
本発明の目的は、溶接熱影響部で発生する靱性低下の問題が解消され、耐食性を備えたオーステナイト系鋼材を提供することである。
【００１０】
しかしながら、本発明が解決しようとする課題は上述した課題に制限されず、記載されていない他の課題は以下の記載から当業者に明確に理解されることができる。
【課題を解決するための手段】
【００１１】
上記のような目的を達成するために、本発明の一実施形態によれば、重量％で、マンガン（Ｍｎ）：１５〜２５％、炭素（Ｃ）：０．８〜１．８％、０．７Ｃ−０．５６（％）≦Ｃｕ≦５％を満たす銅（Ｃｕ）、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含み、溶接熱影響部の−４０℃でのシャルピー衝撃値が１００Ｊ以上である、溶接熱影響部の靱性に優れた耐磨耗オーステナイト系鋼材が提供される。
【００１２】
本発明の他の実施形態によれば、重量％で、マンガン（Ｍｎ）：１５〜２５％、炭素（Ｃ）：０．８〜１．８％、０．７Ｃ−０．５６（％）≦Ｃｕ≦５％を満たす銅（Ｃｕ）、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含む組成を有する鋼スラブを１０５０〜１２５０℃の温度で再加熱する段階と、上記再加熱されたスラブを８００〜１０５０℃の温度で仕上げ圧延する段階と、を含む、溶接熱影響部の靱性に優れた耐磨耗オーステナイト系鋼材の製造方法が提供される。
【００１３】
なお、上記数式のうちＣは、炭素の含量を重量％の単位で示したものである。
【発明の効果】
【００１４】
本発明によれば、溶接後の熱影響部の炭化物の生成を抑制して溶接熱影響部の靱性低下を防止することができ、被削性を向上させることにより切削加工性に優れ、耐食性を向上させることにより腐食環境で長時間使用できるオーステナイト系鋼材を提供することができる。
【図面の簡単な説明】
【００１５】
【図１】本発明の一実施例によるマンガンと炭素含量の関係を示すグラフである。
【図２】本発明の一実施例による溶接熱影響部の微細組織を観察した写真である。
【図３】本発明の一実施例による硫黄含量と被削性との関係を示すグラフである。
【発明を実施するための形態】
【００１６】
以下、本発明の属する技術分野における通常の知識を有する者が容易に実施することができるように本発明の被削性及び溶接熱影響部の靱性に優れた耐磨耗オーステナイト系鋼材を詳細に説明する。
【００１７】
本発明者らは、鋼材の組織をオーステナイト系に制御するためにマンガンと炭素等を多量添加しても炭化物による溶接熱影響部の靱性低下の問題を起こさせず、また、被削性を向上させるためには、鋼材の成分を適切に制御する必要があることを確認し、本発明に至った。
【００１８】
即ち、本発明は、オーステナイト組織を確保するためにマンガンと炭素を添加し、且つ溶接のような熱サイクルを受けるときに鋼材に炭素によって炭化物が形成されることを最小化するためにマンガン含量による炭素含量を調節する上に更なる元素添加によって炭化物形成を積極抑制することにより溶接熱影響部の靱性を十分に確保すると共に、カルシウム及び硫黄の含量を調節することによりオーステナイト系高マンガン鋼の被削性を顕著に改善させる鋼材の組成を導出するに至った。
【００１９】
本発明の鋼材は、重量％で、マンガン（Ｍｎ）：１５〜２５％、炭素（Ｃ）：０．８〜１．８％、０．７Ｃ−０．５６（％）≦Ｃｕ≦５％を満たす銅（Ｃｕ）、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含む組成を有することができる。
【００２０】
上記各成分の数値を限定する理由を説明すると、下記の通りである。なお、以下の各成分の含量の単位は、特に記載されていない限り、重量％である。
【００２１】
マンガン（Ｍｎ）：１５〜２５％
マンガンは本発明のような高マンガン鋼に添加される最も重要な元素であって、オーステナイトを安定化させる役割をする元素である。本発明において、主組織としてオーステナイトを得るためには、図１に示しているようにマンガンが１５％以上含まれるのが良い。即ち、マンガンの含量が１５％未満の場合は、オーステナイトの安定性が減少して十分な低温靱性を確保することができない。また、マンガンの含量が２５％を超える場合は、マンガン添加による耐食性低下、製造工程上の困難、製造単価上昇等の問題があり、引張強度を減少させて加工硬化が減少するという短所がある。
【００２２】
炭素（Ｃ）：０．８〜１．８％
炭素は、オーステナイトを安定化させて常温でオーステナイト組織が得られるようにする元素であって、鋼材の強度を増加させ、特に、オーステナイトの内部に固溶されて加工硬化を増加させることにより高い耐磨耗性を確保するか又はオーステナイトに起因する非磁性を確保するための重要な元素である。
【００２３】
このためには、図１に示しているように上記炭素の含量が０．８重量％以上であるのが良い。炭素の含量が低すぎる場合は、オーステナイトの安定性が減少し、固溶炭素が足りないため、高い耐磨耗性を得るのが困難である。これに対し、炭素の含量が多すぎる場合は、特に、溶接熱影響部の炭化物形成を抑制するのが困難である。したがって、本発明において、炭素は０．８〜１．８重量％添加されることが好ましい。より好ましい炭素の範囲は１．０〜１．８重量％である。
【００２４】
銅（Ｃｕ）：０．７Ｃ−０．５６（％）≦Ｃｕ≦５％
銅は、炭化物中の固溶度が非常に低くてオーステナイト内での拡散が遅いため、オーステナイトと炭化物の界面に濃縮される傾向がある。これにより、微細な炭化物の核が生成される場合は、その周囲を取り囲むことにより炭素の更なる拡散による炭化物の成長が遅くなり、その結果、炭化物の生成及び成長が抑制される。したがって、本発明では、このような効果を得るために銅を添加する。このような銅添加量は、独立して決定されず、炭化物の生成傾向、特に、溶接時の溶接熱影響部における炭化物の生成傾向によって決定されることが好ましい。即ち、銅の含量を０．７Ｃ−０．５６重量％以上に設定することが炭化物の生成抑制に有利である。銅の含量が０．７Ｃ−０．５６重量％未満の場合は、炭素による炭化物形成を抑制するのが困難であり、銅の含量が５重量％を超える場合は、鋼材の熱間加工性を低下させるという問題があるため、その上限を５重量％に制限することが好ましい。特に、本発明において、耐磨耗性向上のために添加される炭素含量を考慮すると、上記炭化物生成抑制効果を十分に得るためには０．３重量％以上添加されるのが良く、２重量％以上添加される場合は上記効果を極大化することができる。
【００２５】
本発明の残りの成分は鉄（Ｆｅ）である。但し、通常の製造過程では、原料又は周囲環境から意図しない不純物が不可避に混入される可能性があるため、これを排除することはできない。これらの不純物は通常の製造過程の技術者であれば誰でも分かるものであるため、本明細書ではその詳細な内容を省略する。
【００２６】
本発明の鋼材は、上記成分に加えて、被削性を改善するために硫黄（Ｓ）及びカルシウム（Ｃａ）をさらに含むことができる。
【００２７】
硫黄（Ｓ）：０．０３〜０．１％
硫黄は、一般にマンガンと共に添加されて化合物である硫化マンガンを形成し、切削加工時に容易に切断され分離されて切削性を向上させる元素として知られている。切削加工熱によって溶融されるため、チップと切削工具との摩擦力を減少させ、これにより、工具の表面潤滑による切削工具の磨耗減少、切削工具上での切削チップの蓄積防止等の効果をもたらすため、切削工具の寿命を増加させる。但し、硫黄の含量が多すぎる場合は、熱間加工時に延伸された多量の粗大な硫化マンガンによって鋼材の機械的特性を減少させ、硫化鉄の形成によって熱間加工性を害する可能性があるため、その上限を０．１％とすることが好ましい。これに対し、硫黄が０．０３％未満添加される場合は、切削性改善効果がないため、その下限を０．０３％に制限することが好ましい。
【００２８】
カルシウム（Ｃａ）：０．００１〜０．０１％
カルシウムは、硫化マンガンの形状を制御するために主に用いられる元素である。カルシウムは、硫黄に対して大きな親和力を有するため、カルシウム硫化物を形成すると共に硫化マンガンに固溶されて存在し、上記カルシウム硫化物を核として硫化マンガンが晶出するため、熱間加工時に硫化マンガンの延伸を抑制して球状の形状を維持するようにすることにより被削性を改善させる。但し、カルシウムの含量が０．０１％を超える場合は、効果が飽和し、また、カルシウムの実収率が低いことから含有量を増やすには多量添加される必要があるため、製造コストの面で好ましくなく、０．００１％未満の場合は、効果が少ないため、その下限を０．００１％に制限することが好ましい。
【００２９】
本発明の鋼材は、上記成分に加えて、クロム（Ｃｒ）をさらに含むことができる。
【００３０】
クロム（Ｃｒ）：８％以下（０％は除く）
一般に、マンガンは鋼材の耐食性を低下させる元素であり、上記範囲のマンガン含量において一般の炭素鋼に比べて耐食性が低下するという短所があるが、本発明では、クロムを添加することにより耐食性を向上させている。また、上記範囲のクロム添加によって強度も向上させることができる。但し、その含量が８重量％を超える場合は、製造コストの上昇をもたらす上、材料内に固溶された炭素と共に粒界に沿って炭化物を形成して、延性、特に、硫化物応力誘起亀裂抵抗性を減少させ、フェライトが生成されて主組織としてオーステナイトが得られないため、その上限を８重量％に限定することが好ましい。特に、上記耐食性向上効果を極大化するためには、クロムを２重量％以上添加するのがより良い。このようにクロムの添加によって耐食性を向上させることにより、スラリーパイプ用鋼材又は耐サワー（ｓｏｕｒ）鋼材等にも広く適用することができる。また、クロムを添加する場合、４５０ＭＰａ以上の高い降伏強度が安定的に得られる。
【００３１】
上述した組成の鋼材は、オーステナイト系組織を有し且つ溶接熱影響部の靱性に優れる。本発明の好ましい一具現例によれば、本発明の鋼材は、溶接熱影響部の−４０℃でのシャルピー衝撃値が１００Ｊ以上であれば良い。
【００３２】
上述した本発明の組成の鋼材は、オーステナイト系鋼材であって、溶接熱影響部の微細組織中にオーステナイトが体積分率で９５％以上含まれた鋼材を意味する。また、本発明において、鋼材とは、単に材料としての鋼材のみを意味するのではなく、最終製品に溶接された状態で含まれた鋼材も意味する。上記オーステナイトは、上述したように各種の用途に用いられることができる。上記オーステナイトの他に、マルテンサイト、ベイナイト、パーライト、フェライト等の不可避に形成された不純組織が一部含まれることができる。なお、各組織の含量は、炭化物等の析出物を含まず、鋼材の相（ｐｈａｓｅ）の和を合わせたことを１００％としたときの含量である。
【００３３】
また、本発明の鋼材において、溶接熱影響部の微細組織は、炭化物が体積分率で５％以下（全体積基準）であることが好ましい。この場合、炭化物による溶接熱影響部の靱性低下の問題を最小化することができる。
【００３４】
上述した本発明の有利な条件を有する鋼材は通常の鋼材製造方法により製造されることができるため、本発明ではその詳細な説明を省略する。上記通常の鋼材製造方法には、スラブを再加熱した後に粗圧延及び仕上げ圧延する通常の熱間圧延方法が含まれることができる。以下では、好ましい一具現例を説明する。
【００３５】
再加熱温度：１０５０〜１２５０℃
熱間圧延のために、スラブ又はインゴット（ｉｎｇｏｔ）を加熱炉で再加熱する工程が必要である。この際、再加熱温度が１０５０℃未満と低すぎる場合は、圧延中に荷重が大きくかかるという問題があり、合金成分も十分に固溶されない。これに対し、再加熱温度が高すぎる場合は、結晶粒が過度に成長して強度が低くなるという問題があり、特に、発明鋼の組成範囲では炭化物の粒界が溶融されるか又は鋼材の固相線温度を超えて再加熱されることにより鋼材の熱間圧延性を害する恐れがあるため、その上限を１２５０℃に制限する。
【００３６】
仕上げ圧延温度：８００℃〜１０５０℃
上述した組成範囲を有する鋼材に対して熱間圧延を行う。この際の圧延温度は８００℃以上、１０５０℃以下である。８００℃未満で圧延が行われる場合は、圧延荷重が大きくかかり、炭化物が析出したり粗大に成長したりする等の問題が発生することもあるため、その上限を再加熱下限温度である１０５０℃とする。
【００３７】
熱間圧延後には通常の範囲で冷却する過程が行われることができ、この際の冷却速度は特に制限されない。
【実施例】
【００３８】
以下、実施例を挙げて本発明を詳細に説明する。但し、下記実施例は、本発明をより詳細に説明するための例に過ぎず、本発明の権利範囲を制限するものではない。
【００３９】
［実施例１］
下記表１に記載の成分系及び組成範囲を満たすスラブを１１５０℃で再加熱した後、約９００℃で仕上げ圧延し冷却して熱延鋼板を製造し、母材の降伏強度、微細組織、母材の炭化物比率等を測定して下記表２に示した。また、上記鋼材に対し、突き合わせ溶接を行った後、溶接熱影響部（ＨＡＺ）の炭化物の体積分率と上記熱影響部の−４０℃でのシャルピー衝撃値を測定した結果も表２に示した。表２に示されてはいないが、熱影響部の組織は炭化物が体積分率で５％以下で、目標とする微細組織が得られた。なお、表１の各成分の含量の単位は重量％である。
【００４０】
【表１】
0005879448.tif 000002
【００４１】
【表２】
0005879448.tif 000003
【００４２】
また、上記それぞれの比較例及び発明例に該当する鋼材に対して浸漬実験による腐食速度試験を行い、その結果を表３に示した。
【００４３】
【表３】
0005879448.tif 000004
【００４４】
比較例Ａ１とＡ２は、マンガンの含量が本発明で制御する範囲に該当せず、過度な炭素含量によって溶接熱影響部に炭化物がネットワーク状に析出し、炭化物が体積分率で５％以上となったため、溶接熱影響部における低温靱性が非常に低い値を示している。
【００４５】
また、比較例Ａ３は、炭素の含量が少ないことから、炭化物が析出しなかったが、マンガンの含量が本発明で制御する範囲に該当しないことから、オーステナイト安定度が足りず、低温でマルテンサイトに容易に誘起変態されたため、非常に低い低温靱性値を示している。
【００４６】
また、比較例Ａ４は、炭素が本発明で制御する範囲を超えて添加されたことにより、炭化物が５％以上析出したため、低温靱性の劣化がもたらされた。
【００４７】
また、比較例Ａ５は、炭素とマンガンの含量が本発明で制御する範囲に該当するが、銅添加量が本発明で制御する範囲に該当しないことから、炭化物析出が効果的に抑制されなかったため、低い低温靱性値を示している。
【００４８】
また、比較例Ａ６は、マンガン及び炭素の含量が本発明で制御する範囲に該当するが、銅が本発明で制御する範囲以上添加されたことにより、材料の熱間加工性が急激に劣化し、熱間加工時にクラックが多く発生したため、健全な圧延材が得られず、その結果、各実験による測定が不可能な状態であった。
【００４９】
これに対し、発明例Ａ１〜Ａ６は、本発明で制御する成分系及び組成範囲をすべて満たす鋼種であり、銅添加によって溶接熱影響部における粒界炭化物析出が効果的に抑制され、その体積分率が５％以下に制御されたため、低温靱性に優れる。具体的には、高い炭素含量でも銅添加によって炭化物が効果的に抑制されたため、目標とする微細組織及び物性が得られた。
【００５０】
特に、発明例Ａ５〜Ａ６は、クロムがさらに添加されたことにより、腐食評価実験で腐食速度が遅くて耐食性も向上した。即ち、クロム添加によって、発明例Ａ１〜Ａ４と比べて耐食性向上効果により優れる。また、クロム添加によって、固溶強化による強度向上も得られた。
【００５１】
図２は、上記発明例Ａ２により製造された鋼板の溶接熱影響部の微細組織写真を示したものである。これから本発明で制御する範囲内の銅添加によって高い炭素含量でも炭化物が存在しないことが確認できる。
【００５２】
［実施例２］
下記表４に記載の成分系及び組成範囲を満たすスラブを１１５０℃で再加熱した後、約９００℃で仕上げ圧延し冷却して熱延鋼板を製造した。なお、表４の各成分の含量の単位は重量％である。
【００５３】
【表４】
0005879448.tif 000005
【００５４】
このように製造された鋼板に対して突き合わせ溶接を行った後、母材の降伏強度、溶接熱影響部（ＨＡＺ）の炭化物の体積分率、溶接熱影響部の−４０℃でのシャルピー衝撃値を測定して表５に示した。被削性評価のために、直径１０ｍｍの高速工具鋼ドリルを用いて回転速度１３０ｒｐｍ、ドリル前進速度０．０８ｍｍ／ｒｅｖの条件で鋼材に穴を繰り返し空け、ドリルが磨耗されて寿命が尽きるまでの穴数を測定して表５に示した。
【００５５】
【表５】
0005879448.tif 000006
【００５６】
また、上記比較例及び発明例の鋼板についてＡＳＴＭ  Ｇ３１に基づいた浸漬実験による腐食速度を測定し、その結果を表６に示した。
【００５７】
【表６】
0005879448.tif 000007
【００５８】
本実施例は、炭素とマンガンの含量が本発明で制御する成分系及び組成範囲をすべて満たす鋼種であり、銅添加によって溶接熱影響部における粒界炭化物析出が効果的に抑制され、その体積分率が５％以下に制御されたため、低温靱性に優れる。具体的には、高い炭素含量でも銅添加によって炭化物が効果的に抑制されたため、目標とする微細組織及び物性が得られた。
【００５９】
特に、比較例Ｂ５及び発明例Ｂ７は、クロムがさらに添加されたことにより、腐食評価実験で腐食速度が遅くて耐食性も向上した。また、クロムの添加によって、固溶強化による降伏強度も向上して、降伏強度が４５０ＭＰａ以上である。
【００６０】
比較例Ｂ１〜Ｂ５は、硫黄及びカルシウムが添加されていないか又は本発明で制御する範囲を外れているため、被削性が劣る。
【００６１】
これに対し、発明例Ｂ１〜Ｂ７は、硫黄及びカルシウムの添加量が本発明で制御する成分系及び組成範囲をすべて満たす鋼種であり、比較例と比較して被削性に優れる。特に、発明例Ｂ２〜Ｂ４は、硫黄含量を変化させたものであり、硫黄含量の増加によって被削性がより改善された。
【００６２】
図３は、硫黄含量による被削性を示したものである。これから硫黄含量の増加によって被削性が増加したことが確認できる。
【図１】
0005879448.tif 000008
【図２】
0005879448.tif 000009
【図３】
0005879448.tif 000010