(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
mass％で、
Ｃ：０．０２〜０．１５％、
Ｍｎ：０．５０〜２．０％、
Ｐ：０．０５〜０．２０％、
Ｓ：０．１５〜０．５０％、
Ｓｉ：０．０１％以下、
Ａｌ：０．０１％以下、
Ｎ：０．００２〜０．０２％、
Ｏ：０．０１〜０．０３％
を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる、熱間圧延あるいは熱間鍛造後に伸線された鋼線材であって、
鋼線材の直径をｄ（mm）、「＊」を乗算記号、「ｌｏｇ」を常用対数とするとき、外周面から深さ０．１mmよりｄ／８までの領域での硫化物系介在物の平均幅(μm ）が２．８＊logｄ以上であり、線材の降伏比が０．９６以上である、低炭素硫黄系快削鋼線材。
【請求項２】
mass％で、
Ｃ：０．０２〜０．１５％、
Ｍｎ：０．５０〜２．０％、
Ｐ：０．０５〜０．２０％、
Ｓ：０．１５〜０．５０％、
Ｓｉ：０．０１％以下、
Ａｌ：０．０１％以下、
Ｎ：０．００２〜０．０２％、
Ｏ：０．０１〜０．０３％
を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる、熱間圧延あるいは熱間鍛造された鋼線材であって、
鋼線材の直径をＤ（mm）、「＊」を乗算記号、「ｌｏｇ」を常用対数とするとき、外周面から深さ１μm よりＤ／８までの領域での硫化物系介在物の平均幅(μm ）が２．８＊logＤ以上であり、線材の降伏比が０．６８以上である、低炭素硫黄系快削鋼線材。
【請求項３】
鋼成分として、さらに
Ｂｉ：０．３％以下、Ｐｂ：０．４％以下、Ｔｅ：０．１％以下、Ｂ：０．０１％以下の少なくとも１種を含有する請求項１または請求項２に記載した低炭素硫黄系快削鋼線材。
【請求項４】
請求項２あるいは請求項３に記載した成分を有する鋼片を１０００℃以上に加熱し、仕上圧延温度を表面温度で７００℃以上、８００℃未満として熱間圧延を行い、熱間圧延した鋼線材をステルモアラインで冷却中に、ステルモアラインに実質的に載置直後から少なくとも５００℃までの平均冷却速度Ｖ（℃／ｓ）を鋼線材の直径をＤ（mm）、「ｌｏｇ」を常用対数とするとき、下記(1) 式を満足する限界冷却速度Ｖmin 以上で風冷する低炭素硫黄系快削鋼線材の製造方法。
log Ｖmin ＝１．１３（１−log Ｄ）
【請求項５】
請求項４に記載された製造方法により熱間圧延した鋼線材を得た後、さらに伸線加工を施して降伏比が０．９６以上の鋼線材を製造する低炭素硫黄系快削鋼線材の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明が属する技術分野】
本発明は、Ｐｂなどの特殊元素を含有しない場合においても、被削性に優れた低炭素硫黄系快削鋼線材およびその製造方法に関する。なお、ここで記載する鋼線材とは、熱間圧延あるいは熱間鍛造した鋼線材だけでなく、その後に伸線（冷間引き抜き）を施した鋼線材をも含む。
【０００２】
【従来の技術】
機械的性質をあまり重視しない部品類で、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。さら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。
【０００３】
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。例えば、特許１６０５７６６号公報、特許１９０７０９９号公報、特許２１２９８６９号公報、特開平９−１５７７９１号公報、特開平１１−２９３３９１号公報に記載されているように、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。また、例えば、特許１６０５７６６号公報、特許１９０７０９９号（特公平４−５４７３６号）公報、特許２９２２１０５号公報、特開平９−７１８３８号公報、特開平１０−１５８７８１号公報に記載されているように、酸化物系介在物を規定したものも多数ある。
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く、例えば、特許２１２５８１４号（特公平１−１１０６９号）公報には圧延方向に連続した縞状パーライト組織を、特許２７４０９８２号公報には初析フェライト中の固溶Ｃ量を規定している。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
上記公報に開示された技術は重要なものであるが、未だ十分な被削性が得られていない。例えば、特許１９０７０９９号公報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が、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。
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、優れた被削性を有する低炭素硫黄系快削鋼線材およびその好適な製造方法を提供することを目的とする。
【０００５】
【課題を解決するための手段】
硫化物系介在物の生成量や分布状態は被削性に影響を及ぼすが、これらは鋼成分や溶解・鋳造条件によってほぼ決定される。本発明は、硫化物系介在物の生成量や分布状態を制御するのではなく、硫化物系介在物の形態のうち、特に被削性を左右する介在物の幅を熱延段階で展伸させることなく、線径に応じて所定サイズ以上に大きく維持することによって、優れた被削性を得ることに成功したものである。すなわち、本発明の低炭素硫黄系快削鋼線材は、mass％で、
Ｃ：０．０２〜０．１５％、
Ｍｎ：０．５０〜２．０％、
Ｐ：０．０５〜０．２０％、
Ｓ：０．１５〜０．５０％、
Ｓｉ：０．０１％以下、
Ａｌ：０．０１％以下、
Ｎ：０．００２〜０．０２％、
Ｏ：０．０１〜０．０３％
を含み、あるいはさらにＢｉ：０．３％以下、Ｐｂ：０．４％以下、Ｔｅ：０．１％以下、Ｂ：０．０１％以下の少なくとも１種を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる、熱間圧延あるいは熱間鍛造後に伸線された鋼線材であって、鋼線材の直径をｄ（mm）とするとき、外周面から深さ０．１mmよりｄ／８までの領域での硫化物系介在物の平均幅(μm ）が２．８＊logｄ以上であり、線材の降伏比が０．９６以上とされたものである。なお、上記「＊」は乗算記号、「ｌｏｇ」は常用対数を意味する。以下同様。
【０００６】
また、本発明の他の硫黄低炭素系快削鋼線材は、前記成分を有し、熱間圧延あるいは熱間鍛造された鋼線材であって、鋼線材の直径をＤ（mm）とするとき、外周面から深さ１μm よりＤ／８までの領域での硫化物系介在物の平均幅(μm )が２．８＊logＤ以上であり、線材の降伏比が０．６８以上とされたものである。
【０００７】
また、本発明の製造方法は、前記成分を有する鋼片を１０００℃以上に加熱し、仕上圧延温度を表面温度で７００℃以上、８００℃未満として熱間圧延を行い、熱間圧延した鋼線材をステルモアラインで冷却中に、ステルモアラインに実質的に載置直後から少なくとも５００℃までの平均冷却速度Ｖ（℃／ｓ）を鋼線材の直径をＤ（mm）とするとき、下記(1) 式を満足する限界冷却速度Ｖmin 以上で風冷する低炭素硫黄系快削鋼線材の製造方法である。また、本発明の他の製造方法は、前記製造方法により熱間圧延した鋼線材を得た後、さらに伸線加工を施して降伏比が０．９６以上の鋼線材を製造する低炭素硫黄系快削鋼線材の製造方法である。
log Ｖmin ＝１．１３（１−log Ｄ）
【０００８】
【発明の実施の形態】
まず、本発明の低炭素硫黄系快削鋼線材の組成（単位mass％）について説明する。
Ｃ：０．０２〜０．１５％
Ｃは鋼の強度を確保するために添加するが、０．０２％未満では強度が不十分であると同時に、靭性・延性が過剰となり被削性も低下する。一方、０．１５％を超えると強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０．０４％とし、その上限を０．１５％、好ましくは０．１２％とする。
【０００９】
Ｍｎ：０．５０〜２．０％
Ｍｎは鋼中のＳと結合して硫化物を形成し、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、下限を０．５０％、好ましくは０．７５％とする。しかし、２．０％を超えて添加しても強度が過剰に上昇し、却って被削性が低下するので、上限を２．０％、好ましくは１．８％とする。
【００１０】
Ｐ：０．０５〜０．２０％
Ｐは被削性を向上させる効果があり、０．０５％以上の添加が有効である。一方、０．２０％を超えて添加しても効果は飽和するので、０．２０％を上限とする。
【００１１】
Ｓ：０．１５〜０．５０％
Ｓは硫化物を形成して被削性を向上させる元素であり、０．１５％未満ではかかる効果が過少である。一方、０．５０％を超えて添加すると熱間加工性の低下が懸念される。このため、下限を０．１５％、好ましくは０．２５％とし、一方その上限を０．５０％、好ましくは０．４５％とする。
【００１２】
Ｓｉ：０．０１％以下、Ａｌ：０．０１％以下
Ｓｉ、Ａｌは脱酸材として使用してもよいが、ともに０．０１％を超えて添加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、各々０．０１％以下に止める。
【００１３】
Ｎ：０．００２〜０．０２％
Ｎは被削性、特に表面粗さを改善する効果がある。０．００２％未満ではかかる効果が過少である。一方、０．０２％を超えて添加しても効果が飽和するだけでなく、熱間加工性が低下する。このため、下限を０．００２％、上限を０．０２％とする。
【００１４】
Ｏ：０．０１〜０．０３％
ＯはＭｎＳのサイズや形態に影響を及ぼし、被削性を向上させる元素である。このためには、０．０１％以上必要であるが、０．０３％を超えて添加すると、硬質な酸化物が増加して被削性が低下する。このため、上限を０．０３％とする。
【００１５】
本発明の鋼線材は上記成分の他、残部Ｆｅおよび不可避的不純物によって構成されるが、さらに下記の範囲でＢｉ、Ｐｂ、Ｔｅの一種以上、あるいはさらにＢを添加することができる。
【００１６】
Ｂｉ：０．３％以下
ＢｉはＰｂと同様の効果により被削性を向上させる元素である。しかし、０．３％を超えて添加しても効果が飽和するので、０．３％以下とする。
【００１７】
Ｐｂ：０．４％以下
Ｐｂは毒性が有るので使用を避けるべき元素であるが、被削性向上には顕著な効果があるので、添加してもよい。しかし、０．４％を超えて添加しても効果が飽和するので、０．４％以下に止める。
【００１８】
Ｔｅ：０．１％以下
ＴｅはＭｎＳの熱間加工中の展伸を抑制する効果になどにより被削性を顕著に向上させるので添加しても良い。しかし、０．１％を超えても効果が飽和するので、上限を０．１％とする。
【００１９】
Ｂ：０．０１％以下
Ｂは熱間加工性を改善させる元素であり、添加しても良い。しかし、０．０１％を超えると逆に熱間加工性が低下するので、０．０１％以下に止める。
【００２０】
次に、鋼線材の硫化物系介在物の形態について詳細に説明する。
ＭｎＳなどの硫化物系介在物（以下、単に硫化物と呼ぶ。）の量、分布は組成、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、熱間鍛造の工程で変化する。硫化物の形態が球形であるほど、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。硫化物の幅は、熱間圧延、熱間鍛造された鋼線材あるいはその後に伸線加工した線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、線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）の硫化物が線材中に存在する場合、線径が小さい方が被削性は良好であり、線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、線径が大きくとも、十分な幅の硫化物とすることによって、被削性を改善することができる。
【００２１】
硫化物の形態を規定する要素として種々の方法があるが、本発明では平均幅を規定する。平均幅とは、図１に示すように、個々の硫化物の最大長さを長径Ｌとし、この長径Ｌに対して垂直方向の幅で最も大きい幅を最大幅Ｗとするとき、観察視野内の全硫化物の最大幅Ｗの平均をいう。平均幅を形態の指標とするのは、測定の信頼性、再現性が最も高いからである。これに対して、硫化物の長径や介在物の面積は、測定による誤差が大きく、信頼できるデータが得られにくい。
【００２２】
本発明者は、被削性に及ぼす硫化物の平均幅と鋼線材の線径（直径）との関係を調査したところ、後述の実施例から明らかなように、必要となる平均幅は、線材の直径をｄ（伸線材）あるいはＤ（熱間圧延線材、熱間鍛造線材）としたとき、２．８＊log ｄ以上あるいは２．８＊log Ｄ以上であることが知見された。硫化物系介在物の最大幅がこれ未満であると被削性、特に表面粗さが低下するようになる。
【００２３】
硫化物には、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硫化物も含まれる。これらも被削性改善において同効だからである。個々の硫化物の最大幅は、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、図２に示すように、外周表面から深さ０．１mmの位置から探さｄ／８、あるいは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・鍛造方向と平行な面で、測定領域面積は６mm2 以上とする。また、研磨のままで観察すればよく、エツチングを行う必要はない。なお、長径１μm 未満の介在物は除外して最大幅の測定解析を行う。これは、長径１μm 未満の介在物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。
【００２４】
なお、特許１９０７０９９号（特公平４−５４７３６号）公報には、硫化物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、線材の直径の大小に関わらず、同一の規定とすると、線径が大きい場合には硫化物の最大幅も大きくしないと被削性向上効果が望めない。また、同公報には本発明における重要な要件である後述の降伏比については不問であり、本発明とは別異である。
【００２５】
硫化物の最大幅の制御には、熱間圧延、熱間鍛造の際の鋼片加熱温度の最適化が必要であり、少なくとも１０００℃以上とすることが必要であり、好ましくは１０４０℃以上にするのがよい。１０００℃未満では、その後の圧延、鍛造において硫化物の伸展を抑制し、硫化物の平均幅を大きくすることが困難になる。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。前記鋼片加熱温度の制御に加えて、凝固時の冷却速度を遅くすること、溶鋼中の酸素量を多くすること、ＡｌやＳｉなどの強力な脱酸元素を少なくすること等の方策を同時に行うことも、硫化物の平均幅の増大化効果をより期待することができる。もっとも、溶鋼中の酸素量が多すぎると、被削性に悪影響を及ぼす硬質酸化物を生成するようになるので、注意が必要である。
【００２６】
被削性の改善のためには、硫化物の平均幅のみならず、降伏比（降伏強度／引張強度）ＹＲを特定の値以上にすることが重要であることが知見された。
すなわち、伸線された鋼線材においては、ＹＲを０．９６以上とすることが必要である。０．９６未満では、被削性の中で表面粗さだけでなく、寸法変化も大きくなり、寸法変化により規定される工具寿命が低下する。望ましくは、０．９７以上とするのがよい。降伏比を高くすることにより、切り屑を生成するせん断域でのせん断変形のエネルギーが低下すると同時に切り屑のせん断が安定して起こるようになる。その結果、切削抵抗が減少し、工具摩耗が減少して寸法変化も良好になる。表面粗さは、上記に加えて切削の安定化により向上する。なお、本発明と同等の低炭素硫黄快削鋼（ＳＡＥ、ＡＩＳＩ規格）におけるＹＲは、通常、０．７７〜０．８４程度である（ＪＳＳＣ、ＶＯＬ．８、ＮＯ．７５、１９７２、ｐ５５、表３−１）。
【００２７】
一方、伸線前の熱間圧延、熱間鍛造後の線材においては、ＹＲを０．６８以上とする。望ましくは、０．７０以上とするのがよい。圧延・鍛造後に切削される場合の被削性を満足させるに０．６８以上にする必要がある。また、熱間加工後に伸線する場合においても、この特性を満足しないと、通常の冷間引抜条件では、伸線後の線材のＹＲを０．９６以上にすることが困難になる。引張強さの低い鋼では、降伏比が低くなる傾向があるので、上記ＹＲ値を達成するには、引張強さの観点では４４０ＭＰａ以上とすることが好ましい。なお、本発明と同等の低炭素硫黄快削鋼（ＳＡＥ、ＡＩＳＩ規格）における熱間圧延ままの鋼材のＹＲは、通常、０．５０〜０．６０程度である（前記文献の表３−１）。
【００２８】
熱間圧延による線材の降伏比を制御するためには、仕上圧延条件、圧延後の冷却速度の制御が重要である。なお、熱間鍛造の場合も仕上鍛造条件、鍛造後の冷却速度の制御が重要であるが、これらの条件は熱間圧延の場合と同様なので、以下、熱間圧延の場合について詳細に説明する。
【００２９】
本発明では、仕上圧延温度を表面温度で７００℃以上、８００℃未満で行う。７００℃未満では、２相域での圧延になり、圧延後の組織が不均一になり、結果として降伏比などの機械的性質が劣化するようになる。一方、８００℃以上の圧延では微細組織が得られず、所定の降伏比が得られないようになる。本発明のように降伏比を熱間圧延、熱間鍛造による線材で０．６８以上、伸線による線材で０．９６以上をコンスタントに得るためには、組織を従来レベルに比してより一層微細化することが不可欠であり、そのためには、上記したように仕上圧延温度を鋼材の表面において７００℃以上、８００℃未満で行うことが必要である。かかる条件であれば、熱間圧延材、熱間鍛造材の引張り強度についても４４０ＭＰａ以上にすることができる。従来、仕上圧延温度と鋼片加熱温度は連動することが多かったが、本発明にかかる硫化物の平均幅および降伏比を得るには、両者を独立して制御することが必要である。すなわち、鋼片加熱温度は硫化物系介在物の平均幅を大きくするために高いことが望ましいが、仕上圧延温度は低くする必要がある。
【００３０】
なお、特開平１−２２４１０３号公報、特開平５−２４７５８５号公報、特開平５−３３１５９２号公報に記載されているように、従来、仕上圧延温度は８００〜１０００℃、あるいは８００〜９００℃が一般的であり、本発明に比して仕上圧延温度が高すぎる。特開平１−２２４１０３号公報には、鋼片の加熱温度よりも仕上圧延温度を低下させ、８００〜１０００℃の範囲で圧延することで、圧延後の微視的組織を細粒で均一にし、降伏比を上昇させることの必要性が記載されている。しかし、実際の降伏比や引張強度は記載されておらず、本発明にかかる降伏比が得られないことが明らかである。
【００３１】
熱間圧延後の冷却速度について、本発明では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）を鋼線材の直径をＤ（mm）とするとき、下記(1) 式を満足する限界冷却速度Ｖmin 以上で風冷する。「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。
log Ｖmin ＝１．１３（１−log Ｄ）……(1)
【００３２】
ステルモアラインでの冷却において、５００℃までの平均冷却速度が問題であるのは、５００℃未満では相変態、結晶粒の成長が生じ難くなり、被削性への影響が小さくなるので冷却速度の影響を無視できるからである。本発明者は、前記仕上圧延温度の下で、前記冷却速度が熱間圧延線材の組織に影響を与え、引いては被削性に影響を及ぼしているのではないかと考えて、種々の冷却条件を与えてその組織を観察した結果、５００℃までの平均冷却速度Ｖ（℃／ｓ）を上記(1) 式を満足する限界冷却速度Ｖmin 以上で風冷することにより降伏比を熱間圧延線材で０．６８以上に、あるいはさらに伸線した伸線材で０．９６以上確保できることを知見した。これは、上記のように冷却速度を速めることによって、圧延材の組織を均一微細化することができ、このような均一微細組織を得ることで降伏比が上昇するためである。
【００３３】
なお、低炭素硫黄系快削鋼線材の被削性に及ぼす熱間圧延、熱間鍛造後の冷却工程の影響について検討された例は少ない。特許２１２５８１４号（特公平７−１１０６９号）公報には、縞状パーライトの制御が重要であるとし、圧延・鍛造後の冷却速度は遅い方が望ましいことが記載されているが、冷却速度が定量的に示されていないものの、冷却方法として炉冷あるいはステルモアライン上で線材をカバーして徐冷する例が示されており、かなりの徐冷であることが伺える。例えば、実施例の一つである直径１８mmのサンプルにおいても、前記(1) 式による限界値０．５１℃／ｓより遅い、０．４℃／ｓ以下の遅い冷却速度であると予想される。また、特許２７４０９８２号公報には、５００〜７００℃までを徐冷して、初析フェライトを析出させた後、急冷して初析フェライト中に固溶Ｃを残留させることで被削性を向上させることが示されている。しかし、オーステナイト化する熱処理を室温から再加熱した後でもよく、あるいは熱間加工後でもよい、というだけであり、本発明のように最終圧延温度（仕上圧延温度）は要件とされておらず、開示、示唆されていない。
【００３４】
伸線材の降伏比の制御には、上記の熱間圧延での仕上圧延温度、冷却速度のほか、熱間圧延後の冷間伸線加工率も影響する。伸線加工率は通常５〜３０％程度である。この範囲を外れると真円性や直線性の確保が困難になり、また機械的不可が過大になる等の問題があり、大幅な変更は難しい。このため、伸線材の素材となる熱間圧延線材を得る段階で、前記降伏比０．６８を確保しておくことが必要である。これによって、前記通常の伸線加工率によって０．９６以上の降伏比をを確保することができる。
【００３５】
【実施例】
［実施例１］
表１に示す種々の組成（mass％）の鋼を実機炉で溶製し、その後、表２に示す種々圧延条件、ステルモアラインに実質的に載置されてから５００℃までの平均冷却速度（以下、単に平均冷却速度という。）にて熱間圧延線材を製造した。その後、一部の線材を除いて、さらに伸線加工を行った。この場合の伸線加工率、最終線径も同表に示した。
【００３６】
得られた線材に対し、硫化物の平均幅を先に述べて要領で測定した。また、引張試験（ＪＩＳＺ２２４１）により機械的性質を測定した。また、下記の要領にて被削性試験を行った。図３に示すように、線材Ｗ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Ｗに対してハイス工具（ＳＫＨ４）Ｂを垂直に送り込んでフオーミングした後、切削後の線材片のフォーミング部Ｆの仕上げ面粗さを測定した。また、３０００箇切削後、最初に切削した線材片と最後に切削した線材片のフォーミング部Ｆの寸法を測定し、寸法変化を求めた。また、熱間圧延ままの線材については、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てから被削性試験を実施した。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。
【００３７】
これらの測定結果を表３に示す。同表において、仕上げ面粗さ４２μm 未満、寸法変化２０μm 未満を被削性が優良であることの指標とし、これを満足する試料を発明例とした。また、本発明の降伏比の条件のみを満足した試料について、log ｄ（ｄ：伸線材の直径mm）、あるいはlog Ｄ（Ｄ：熱間圧延線材の直径mm）と硫化物平均幅μm との関係を発明例、比較例との区分したグラフを図４に示す。図４中の破線は平均幅（μm ）＝２．８＊log ｄ（Ｄ）の直線である。
【００３８】
表３および図４より、圧延材の降伏比が０．６８以上の試料では、伸線後の線材の降伏比も０．９６以上を達成しており、しかも硫化物の平均幅が２．８log ｄ（Ｄ）以上のものは、表面粗さおよび寸法変化とも良好であり、被削性に優れることがわかる。試料No. １２の鋼種Ｄは、強脱酸元素であるＳｉやＡｌが多く酸素量が少ないので、適切な硫化物が得られず、平均幅も基準より小さい。このため、被削性も低下している。
【００３９】
【表１】
0003854878.tif 000002
【００４０】
【表２】
0003854878.tif 000003
【００４１】
【表３】
0003854878.tif 000004
【００４２】
［実施例２］
表１に記載の鋼種Ａを使用し、ビレット加熱温度１０００〜１０２５℃とし、仕上圧延温度７５０〜８００℃とし、圧延後、ステルモアラインでの平均冷却速度を表４に示すように種々変化させて、線径９．５mmの熱間圧延線材を得た。その後、伸線加工率を２９％として伸線し、線径８．０mmの伸線材を得た。
【００４３】
得られた線材について、実施例１と同様、硫化物の平均幅を測定したところ２．７〜３．１μm であり、log ｄ（ｄ＝８．０）＝０．９０より大きい値であった。また、機械的性質および被削性を調べた。これらの結果を表４に併せて示す。log Ｖmin ＝１．１３（１−log Ｄ）で求められる限界冷却速度は１．０６℃／ｓである。
【００４４】
表４より、熱間圧延後のステルモアライン上での平均冷却速度を限界冷却速度以上で冷却することにより、所定の降伏比が得られ、良好な被削性が得られることが確認された。
【００４５】
【表４】
0003854878.tif 000005
【００４６】
【発明の効果】
本発明の低炭素硫黄快削鋼線材は、所定成分、所定降伏比の下で、硫化物系介在物の平均幅を線材の直径ｄ（伸線材）、Ｄ（熱間圧延線材、熱間鍛造線材）とするとき２．８＊log ｄ（Ｄ）以上とするので、Ｐｂなどの特殊元素を用いない場合であっても、良好な被削性を得ることができる。また、本発明の製造方法によれば、本発明にかかる鋼線材を工業的に容易に製造することができ、生産性に優れる。
【図面の簡単な説明】
【図１】硫化物の形態を規定する寸法の測定要領説明図である。
【図２】硫化物の観察領域を示す線材の横断面図である。
【図３】実施例における被削性試験の切削要領説明図である。
【図４】実施例における硫化物の平均幅および２．８＊log ｄ（Ｄ）と、発明例・比較例（被削性の優劣）との関係を示すグラフである。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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