JP2004269912A - 高硫黄快削鋼 - Google Patents
高硫黄快削鋼 Download PDFInfo
- Publication number
- JP2004269912A JP2004269912A JP2003058474A JP2003058474A JP2004269912A JP 2004269912 A JP2004269912 A JP 2004269912A JP 2003058474 A JP2003058474 A JP 2003058474A JP 2003058474 A JP2003058474 A JP 2003058474A JP 2004269912 A JP2004269912 A JP 2004269912A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- mass
- less
- content
- cutting steel
- sulfur free
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Granted
Links
Images
Landscapes
- Treatment Of Steel In Its Molten State (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
【課題】Ｓ含有率を高めつつも粗大な硫化物や硬質の炭硫化物の生成を抑制し、ひいては被削性が極めて良好で、かつ介在物の脱落による表面性状の悪化や気密性の低下等も生じにくい高硫黄快削鋼を提供する。
【解決手段】Ｆｅを主成分とし、Ｃ：０．０３質量％以上０．２質量％以下；Ｓ：０．４質量％以上１質量％以下；Ｍｎ：０．５質量％以上３質量％以下；
Ｏ：０．０１質量％以下；を含有する。そして、▲１▼Ｔｉの含有量をＷＴｉ（質量％）とし、酸素含有量をＷＯとして、ＷＴｉが０．０１質量％以上０．１２質量％以下であり、かつ、ＷＴｉ／ ＷＯ≧４．５；▲２▼Ａｌの含有量をＷＡｌ（質量％）とし、酸素含有量をＷＯとして、ＷＡｌが０．００１質量％以上０．０５質量％以下であり、かつ、ＷＴｉ／ＷＯ≧０．０５；▲３▼Ｚｒの含有量をＷＺｒ（質量％）とし、酸素含有量をＷＯとして、ＷＺｒが０．００１質量％以上０．０５質量％以下であり、かつ、ＷＺｒ／ ＷＯ≧０．０５；にて表される組成条件▲１▼ないし▲３▼のいずれかを充足し、さらに、ＴｉとＺｒとの合計含有量が０．１２質量％以下とされる。
【選択図】 図２
【解決手段】Ｆｅを主成分とし、Ｃ：０．０３質量％以上０．２質量％以下；Ｓ：０．４質量％以上１質量％以下；Ｍｎ：０．５質量％以上３質量％以下；
Ｏ：０．０１質量％以下；を含有する。そして、▲１▼Ｔｉの含有量をＷＴｉ（質量％）とし、酸素含有量をＷＯとして、ＷＴｉが０．０１質量％以上０．１２質量％以下であり、かつ、ＷＴｉ／ ＷＯ≧４．５；▲２▼Ａｌの含有量をＷＡｌ（質量％）とし、酸素含有量をＷＯとして、ＷＡｌが０．００１質量％以上０．０５質量％以下であり、かつ、ＷＴｉ／ＷＯ≧０．０５；▲３▼Ｚｒの含有量をＷＺｒ（質量％）とし、酸素含有量をＷＯとして、ＷＺｒが０．００１質量％以上０．０５質量％以下であり、かつ、ＷＺｒ／ ＷＯ≧０．０５；にて表される組成条件▲１▼ないし▲３▼のいずれかを充足し、さらに、ＴｉとＺｒとの合計含有量が０．１２質量％以下とされる。
【選択図】 図２
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
この発明は高硫黄快削鋼に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
【特許文献１】
特開昭５６−１６６５３号公報
【特許文献２】
特開平１０−４６２９２号公報
【特許文献３】
特開昭６２−２５８９５５号公報
【特許文献４】
特開昭５４−１７５６７号公報
【特許文献５】
特開平９−４９０５３号公報
【特許文献６】
特開平１１−１７４３号公報
【特許文献７】
特開２００１−２６２２８０号公報
【特許文献８】
特開２００２−２４９８４８号公報
【特許文献９】
特開２００−３１９７５３号公報
【０００３】
機械部品等の切削加工にて製造される部材の生産性を向上させるために、近年、快削鋼の用途が増大しつつある。鉄系材料の被削性向上元素としては、Ｓ、Ｐｂ、Ｓｅ、Ｂｉ、Ｔｅ、Ｃａなどが知られている。このうち、Ｐｂは、環境保護に対する関心が地球規模で高まりつつある近年では次第に敬遠されるようになっており、その使用を制限する機器や部品も多くなりつつある。そこで、Ｓを被削性向上元素の主体として用いた材料が、代替材料として考えられている（特許文献１〜特許文献４）。これらは、主にＭｎＳ系の介在物を生成させ、介在物に対する切屑形成時の応力集中効果や、工具と切屑間の潤滑作用により被削性や研削性を高めるようにしている。また、Ｓとともに相当量のＴｉ及びＣを添加し、Ｔｉ４Ｓ２Ｃ２系の介在物を分散形成して快削性を付与した鋼も提案されている（特許文献５〜特許文献７）。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、Ｓを快削性付与元素として用いる場合、Ｓ添加量が過剰になると、合金の耐食性、熱間加工性あるいは冷間加工性を劣化させる原因となるため、その添加量は一般に０．３質量％以下に留められている（例えば、特許文献１、特許文献３）。当然、Ｓ添加量が少ないことから、硫化物系介在物の形成量も不足しがちであり、被削性向上効果には一定の限界があった。また、ＭｎＳなどの硫化物は材料の鍛伸方向に延伸しやすく、材料強度の異方性化等を招く原因ともなっている。なお、特許文献３には、ＴｉとＳを複合添加して硫化物を球状化できることが開示されているが、Ｓ添加量が少ないため、被削性向上効果の向上に限界がある点については何ら変わりはない。
【０００５】
他方、特許文献８、特許文献９、特許文献２あるいは特許文献４のごとく、Ｓの含有量の上限を０．４質量％以上に高め、被削性をさらに向上させる提案もなされているが、前述の問題のほか、粗大な硫化物系介在物が形成されやすく、例えば酸洗処理後メッキして使用される材料等の場合、介在物の脱落により表面性状が悪化したり、また油圧部品など気密性が重視される用途等には適用が困難になったりする問題があった。
【０００６】
なお、特許文献８、特許文献９、特許文献２においては、被削性向上のため、鋼中のＳ含有量のほかＯ含有量も規定しているが、いずれもＯ含有量が不足すると硫化物が小型化し、切削に不向きなる主旨の記載があることから、該Ｏ含有量の規定が、あくまで一定寸法以上に硫化物を粗大化させることに主眼が置かれていることは明白である。従って、被削性をさらに向上させる目的でＳ含有量を増大させようとした場合、前述の粗大な硫化物が形成されることによる弊害がさらに助長されることは必至となる。
【０００７】
一方、特許文献４〜特許文献７に開示されている、Ｔｉ炭硫化物を利用する快削鋼の場合、介在物がＭｎＳ等と比較すると硬質なため、ハイス工具等による切削加工では、工具寿命が低下しやすい欠点がある。
【０００８】
本発明の課題は、Ｓ含有率を高めつつも粗大な硫化物や硬質の炭硫化物の生成を抑制し、ひいては被削性が極めて良好で、かつ介在物の脱落による表面性状の悪化や気密性の低下、さらには工具寿命の低下などの不具合も生じにくい高硫黄快削鋼を提供することにある。
【０００９】
【課題を解決するための手段及び作用・効果】
上記の課題を解決するために、本発明の高硫黄快削鋼は、
Ｆｅを主成分とし、
Ｃ：０．０３質量％以上０．２質量％以下；
Ｓ：０．４質量％以上１質量％以下；
Ｍｎ：０．５質量％以上３質量％以下；
Ｏ：０．０１質量％以下；
を含有し、さらに、
▲１▼Ｔｉの含有量をＷＴｉ（質量％）とし、酸素含有量をＷＯとして、ＷＴｉが０．０１質量％以上０．１２質量％以下であり、かつ、ＷＴｉ／ＷＯ≧４．５；
▲２▼Ａｌの含有量をＷＡｌ（質量％）とし、酸素含有量をＷＯとして、ＷＡｌが０．００１質量％以上０．０５質量％以下であり、かつ、ＷＡｌ／ＷＯ≧０．１；
▲３▼Ｚｒの含有量をＷＺｒ（質量％）とし、酸素含有量をＷＯとして、ＷＺｒが０．００１質量％以上０．０５質量％以下であり、かつ、ＷＺｒ／ＷＯ≧０．１；
の該組成条件▲１▼ないし▲３▼のいずれかを充足し、
さらに、ＴｉとＺｒとの合計含有量が０．１２質量％以下であることを特徴とする。
【００１０】
上記本発明の高硫黄快削鋼においては、ＭｎとＳとを添加することにより、被削性を改善する硫化物系介在物として、ＭｎＳ系介在物を組織中に分散形成する。そして、Ｓは、従来の快削鋼よりも多い０．４質量％以上を添加する。他方、上記▲１▼〜▲３▼のいずれかを充足するように、Ｔｉ、Ａｌ又はＺｒの含有量と、Ｏ含有量とを調整することにより、粗大なＭｎＳ系介在物が生じにくくなり、ひいては組織中に微細なＭｎＳ系介在物を、従来の快削鋼よりもはるかに多量に形成することができる。その結果、被削性が劇的に向上するとともに、粗大介在物の脱落による表面性状の悪化や気密性の低下も生じにくい。また、高Ｓ含有量を設定する一方、ＴｉとＺｒとの合計含有量は低く留めてあるので、（Ｔｉ，Ｚｒ）炭硫化物系の硬質介在物の形成も抑制され、工具寿命の低下を生じにくい。なお、（Ｔｉ，Ｚｒ）炭硫化物系の硬質介在物の形成を抑制し、ＭｎＳ系介在物が被削性向上介在物の主体となる組織をより確実に得るには、Ｔｉ及びＺｒの合計含有量をＷＪ（質量％）とし、Ｓの含有率をＷＳとして、ＷＳ／ＷＪが４以上、より望ましくは６以上となっているのがよい。
【００１１】
例えば、上記条件▲１▼に関していえば、特許文献３のごとくＴｉ含有量を単独で調整したり、あるいは特許文献８、特許文献９及び特許文献２のごとくＴｉを添加せずに、Ｏ含有量のみを調整するだけでは、硫化物の球状化を生ずるだけであったり、あるいは硫化物が却って粗大化することにつながる。従って、本発明のごとく、０．４質量％以上という多量のＳが添加される条件下では、粗大なＭｎＳ系介在物の生成が避け難く、微細なＭｎＳ系介在物が多量に形成された組織を得ることはできない。しかし、Ｔｉ含有量をＯ含有量とともに、条件▲１▼に示す特定の範囲内に調整して始めて、粗大なＭｎＳ系介在物の形成を抑制しつつ、微細なＭｎＳ系介在物を多量に分散させた組織が得られ、表面性状の悪化や気密性の低下を生ずることなく、被削性を大幅に向上させることが可能となるのである。条件▲２▼及び条件▲３▼についても同様である。なお、本発明においては、条件▲１▼〜▲３▼の２以上のものが同時に成立する組成を採用してもよい。
【００１２】
被削性向上効果を高めるためには、鋼組織断面に観察される粒径０．２５μｍ以上の硫化物系介在物（ＭｎＳ系介在物）の、観察視野１ｍｍ２あたりの個数が１００００個以上８００００個以下であり、かつ、観察される硫化物系介在物の最大の粒径が３μｍ以下であることが望ましい。なお、硫化物系介在物の「粒径」とは、鋼の鍛伸方向と垂直な研磨断面を光学顕微鏡や走査型電子顕微鏡（Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ：ＳＥＭ）にて観察したとき、図１に示すように、その画像上の介在物粒子の外形線に位置を変えながら外接平行線ＰＬを引いたときの、その外接平行線ＰＬの最大間隔ｄｍａｘにて表すものとする。
【００１３】
粒径０．２５μｍ以上の硫化物系介在物の、観察視野１ｍｍ２あたりの個数が１００００個未満では、高硫黄組成に見合った被削性向上効果が十分に得られない場合がある。他方、該個数が８００００個を超えると、鋼の硬さが上昇し、被削性が却って低下する場合があるので、８００００個以下の範囲にて調整するのがよく、より望ましくは１５０００個以上２５０００以下とするのがよい。
【００１４】
また、硫化物系介在物の最大の粒径が３μｍを超えると、粗大介在物の脱落による表面性状の悪化や気密性の低下といった不具合につながる。該最大の粒径は、２μｍ以下であることがより望ましい。
【００１５】
以下、本発明における組成限定理由について説明する。
（１）Ｃ：０．０３質量％以上０．２質量％以下
Ｃは、鋼の強度向上を目的として添加される。Ｃ含有量が０．０３質量％未満では鋼の強度が不足することにつながる。他方、Ｃ含有量が０．２質量％を超えると鋼の硬度が増加しすぎ、被削性の低下を招くことにつながる。Ｃ含有量は、より望ましくは０．０５質量％以上０．１５質量％以下とするのがよい。
【００１６】
（２）Ｍｎ：０．５質量％以上３質量％以下
ＭｎはＳと結合し、ＭｎＳ系介在物を形成して被削性向上に寄与する。Ｍｎ含有量が０．５質量％未満では、ＦｅＳを生じて熱間加工性が悪化することにつながる。また、３質量％を超えると鋼の硬さが上昇し、被削性が低下することにつながる。Ｍｎ含有量は、より望ましくは１．０質量％以上２．５質量％以下とするのがよい。なお、Ｍｎ含有量をＷＭｎ（質量％）とし、Ｓの含有率をＷＳとして、ＷＭｎ／ＷＳは１．５以上５以下となっていることが望ましい。ＷＭｎ／ＷＳがこの範囲外になると、熱間加工性の劣化を招く場合がある。
【００１７】
（３）Ｓ：０．４質量％以上１質量％以下
ＳはＭｎと結合し、ＭｎＳ系介在物を形成して被削性向上に寄与する。既に説明した通り、０．４％質量％以上と、従来の硫黄快削鋼よりも大量に添加し、被削性をより改善する。Ｓ含有量が０．４質量％未満では、被削性を十分に向上させることができなくなる。また、１質量％を超えると熱間加工性が著しく悪化することにつながる。Ｓ含有量は、より望ましくは０．５質量％以上０．７５質量％以下とするのがよい。
【００１８】
（４）Ｏ：０．０１質量％以下
後述の通り、Ｔｉ、ＡｌあるいはＺｒの少なくともいずれかとともに、含有量を制御することにより、多量に生ずるＭｎＳ系介在物の微細化組織制御に寄与する。ただし、Ｏ含有量が０．０１質量％を超えると、ＭｎＳの十分な微細分散制御ができず、巨大なＭｎＳ系介在物を生じることにつながる。他方、Ｏ含有量を０．００１質量％未満とすることは、鋼の製造コストを高騰させることにつながるので、０．００１質量％以上とすることが望ましい。Ｏ含有量は、より望ましくは０．００４質量％以上０．００８質量％以下とするのがよい。
【００１９】
（５）Ｔｉ：０．０１質量％以上０．１２質量％以下、かつＷＴｉ／ＷＯ≧４．５（条件▲１▼採用時）
ＴｉはＯ含有率をコントロールし、ＭｎＳ系介在物の形態を制御する成分である。Ｔｉを０．０１〜０．１２％添加して、酸素レベルを適性値に制御することにより、硫化物を超微細に分散制御することができる。Ｔｉ含有率及びＷＴｉ／ＷＯの少なくともいずれかが下限未満になると、ＭｎＳ系介在物の十分な微細分散制御ができなくなる。つまり、図２に示すように、ＭｎＳ系介在物の最大粒径を好ましい値以下（例えば３μｍ以下）とすることができなくなり、また、微細化が進まないため、介在物の単位面積当たりの個数も十分でなくなる。さらに、切り屑の破砕性も不足しがちとなり、連続切り屑を生じやすくなる。生じた切り屑が長くひげ状に伸びた連続切り屑の形で排出されると、これが被削材や工具に絡まり加工がスムーズに行えなくなる場合がある。また、Ｔｉ含有率が上限を超えると、硬質なＴｉ系窒化物やＴｉ系炭硫化物を大量に生成し被削性が悪化するとともに、工具寿命の低下もきたす。Ｔｉ含有率は、より望ましくは０．０３質量％以上０．０８質量％以下とするのがよく、ＷＴｉ／ＷＯは４．５以上２０以下とするのがよい。
【００２０】
（６）Ａｌ：０．００１質量％以上０．０５質量％以下、かつＷＡｌ／ＷＯ≧０．１５（条件▲２▼採用時）
ＡｌはＯ含有率をコントロールし、ＭｎＳ系介在物の形態を制御する成分である。Ａｌを０．００１〜０．０５質量％添加して、酸素レベルを適性値に制御することにより、硫化物を超微細に分散制御することができる。Ａｌ含有率及びＷＡｌ／ＷＯの少なくともいずれかが下限未満になると、ＭｎＳ系介在物の十分な微細分散制御ができなくなる。また、Ａｌ含有率が上限を超えると、硬質なＡｌ系窒化物が大量に生成し被削性が悪化するとともに、工具寿命の低下もきたす。Ａｌ含有率は、より望ましくは０．００５質量％以上０．０３０質量％以下とするのがよく、ＷＡｌ／ＷＯは０．６以上とするのがよい。
【００２１】
（７）Ｚｒ：０．００１質量％以上０．０５質量％以下、かつＷＺｒ／ＷＯ≧０．１５（条件▲２▼採用時）
ＺｒはＯ含有率をコントロールし、ＭｎＳ系介在物の形態を制御する成分である。Ｚｒを０．００１〜０．０５質量％添加して、酸素レベルを適性値に制御することにより、硫化物を超微細に分散制御することができる。Ｚｒ含有率及びＷＺｒ／ＷＯの少なくともいずれかが下限未満になると、ＭｎＳ系介在物の十分な微細分散制御ができなくなる。また、Ｚｒ含有率が上限を超えると、硬質なＺｒ系窒化物やＺｒ系炭硫化物が大量に生成し被削性が悪化するとともに、工具寿命の低下もきたす。Ｚｒ含有率は、より望ましくは０．００５質量％以上０．０３０質量％以下とするのがよく、ＷＺｒ／ＷＯは０．６以上とするのがよい。
【００２２】
以下、本発明の快削鋼に含有可能な他の成分の例と、その好ましい含有量について説明する。
（８）Ｐ：０．０２質量％以上０．４質量％以下
Ｐは、上記範囲で添加することにより被削性改善効果を有し、特に仕上げ面の粗さ改善に有効である。ただし、下限値未満では効果に乏しい。他方、Ｐを上記上限値を超えて添加すると、粒界に偏析して粒界腐食感受性を高めるほか、靭性の低下を招くこともある。Ｐ含有率は、より望ましくは０．０４質量％以上０．１質量％以下とするのがよい。
【００２３】
（９）Ｓｉ：０．５質量％以下
Ｓｉは、脱酸剤として含有させることができる。しかし、含有量が過大となると鋼の硬さが高くなり、被削性を低下させることにつながる。なお、本発明においては、脱酸制御を主にＴｉ、ＡｌあるいはＺｒに担わせるので、被削性向上の観点から、Ｓｉ含有量はより望ましくは０．１質量％以下とするのがよい。
【００２４】
（１０）本発明の快削鋼には、０．２質量％以下のＴｅ、０．２質量％以下のＳｅ、０．０２質量％以下のＣａ、０．０２質量％以下のＭｇ、０．０２質量％以下のＢａ、及び０．２質量％以下の希土類金属元素の、１種又は２種以上を合計で０．００１質量％以上含有させることができる。これにより、熱間加工時等において、ＭｎＳ系介在物が鍛伸方向に長く延伸することが抑制され、材料強度の異方性化（特に鍛伸方向と直角な向きの強度低下）を防ぐ上で有効となる。上記成分の合計含有量が下限値未満では効果に乏しく、各々上限値を超えて添加されると効果が飽和し、逆に熱間加工性が低下することがあるので、いずれも好ましくない。なお、希土類元素としては、放射活性の低い元素を主体的に用いることが取り扱い上容易であり、この観点において、Ｓｃ、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ及びＬｕから選ばれる１種又は２種以上を使用することが有効である。特に上記効果のより顕著な発現と価格上の観点から、軽希土類、特にＬａあるいはＣｅを使用することが望ましい。ただし、希土類分離過程等にて不可避的に残留する微量の放射性希土類元素（例えばＴｈやＵなど）が含有されていても差し支えない。また、原料コスト低減等の観点から、ミッシュメタルやジジムなど、非分離希土類を使用することもできる。
【００２５】
（１１）本発明の快削鋼には、０．２質量％以下のＢ、２質量％以下のＮｂ、１質量％以下のＶ、１質量％以下のＮ、２質量％以下のＣｕ、２質量％以下のＮｉ、２質量％以下のＣｒ、２質量％以下のＭｏ、０．６質量％以下のＳｎ、０．０６質量％以下のＡｓ及び０．０６質量％以下のＳｂの、１種又は２種以上を合計で０．００１質量％以上含有させることができる。これらの元素は、鋼のマトリックスを適度に脆くし、切削時に発生する切り屑を断続化して、ひげ状の連続切り屑となることを抑制する効果を有する。ただし、これらの元素の合計含有量が０．００１質量％未満では効果に乏しく、各々上限値を超えて添加されるとマトリックスが過度に硬化し、被削性が却って低下することがあるので好ましくない。
【００２６】
（１２）本発明の快削鋼には、ＰｂとＢｉとの一方又は双方を合計にて０．０１質量％以上下０．５質量％以下の範囲にて含有させることができる。これらの元素は被削性をさらに向上させる効果がある。ただし、本発明の快削鋼は高硫黄組成であり、ＭｎＳ系介在物が微細に分散した形で多量に形成されるので、これらの添加元素の補助がなくとも本来的に被削性は良好である。ただし、材料ロット内あるいはロット間のバラツキを考慮した場合、量産スケールでの被削性の安定化等を図る目的で添加することはもちろん可能である。なお、これらの元素の合計含有量が０．０１質量％未満では効果に乏しく、各々上限値を超えて添加されると熱間加工性を低下させるため好ましくない。なお、Ｐｂに関しては環境への配慮から添加が好まれないこともある。しかし、本発明の快削鋼は、上記の通りＭｎＳ系介在物の多量形成により本来的に被削性が良好であり、Ｐｂ含有量が０．３質量％以下（０質量％を含む）であっても良好な被削性を確保でき、Ｐｂを含有しない（不純物として不可避的に混入する場合も、「含有しない」概念に属するものとする）組成を採用することも十分に可能である。
【００２７】
【実施例】
本発明の効果を確認するために、以下の実験を行った。
まず、表１に示す成分組成（質量％）に配合した各々１５０ｋｇ鋼塊を高周波誘導炉にて溶製し、これを、１１００℃以上１２００℃以下の適当な温度で加熱して熱間鍛造を行なうことにより、外径５５ｍｍの丸棒に加工した（鍛造比：約８）。それら丸棒をさらに９５０℃で１時間加熱した後空冷（焼ならし処理）し、各試験に供した。
【００２８】
【表１】
【００２９】
（組織観察及び介在物のキャラクタリゼーション）
丸棒試験片の軸直交断面を鏡面研磨した後、該研磨断面の半径の１／２の位置にて面積０．１ｍｍ２の視野をランダムに１０個設定して、各々光学顕微鏡により組織観察した（倍率：約４００倍）。そして、各視野の観察画像を解析することにより、粒径０．２５μｍ以上の介在物の個数（１ｍｍ２当たりの換算値）及び粒径の最大値を求め、１０視野間での平均値を算出した。なお、介在物は別途ＥＰＭＡとＸ線回折により分析を行っており、ＭｎＳ系の化合物であることを確認している。
【００３０】
上記の各試験品につき、以下の実験を行った。
１．切り屑破砕性試験
切削工具として超硬合金（ＪＩＳ：Ｋ１０）チップを用いてＮＣ旋盤により以下の条件で切削試験を行う：
・切削速度：８０ｍ／ｍｉｎ、１００ｍ／ｍｉｎ及び１２０ｍ／ｍｉｎの３条件；
・一回転当りの切り込み量：０．３ｍｍ及び１．０ｍｍの２条件；
・一回転当りの送り量：０．０２５ｍｍ、０．０５０ｍｍ、０．１００ｍｍの３条件；
・切削油：水溶性。
そして、上記の切削速度３条件×切り込み量２条件×送り量３条件の計１８条件で、丸棒試験片を長手方向に旋削加工したときの切屑を、表３に示す基準に基づき点数をつけ、その合計点を切屑破砕性評価の指標とした。点数が高いほど切り屑破砕性が良好であることを意味する。
【００３１】
２．被削性評価
切削工具には高速度工具鋼（ＪＩＳ：ＳＫＨ５１）製ドリルを用い、縦形マシニングセンターにより以下の条件にて切削試験を行う：
・工具形状：呼び径５ｍｍ；
・切削速度：８０ｍ／ｍｉｎ；
・一回転当りの送り量：０．１ｍｍ；
・穴深さ：１５ｍｍ；
・切削油：油性。
評価はコーナーの平均磨耗量が１００μｍになるまでの切削距離にて行なった。
【００３２】
３．メッキ性評価
丸棒試験片に対し、表面を砥石研磨とバフ研磨により６．３Ｓに平滑に仕上げた後、１０％塩酸により１０分間酸洗後、無電解Ｎｉメッキを施した。その後、試験片を軸直交面にて切断し、断面の表層近傍を光学顕微鏡でランダムに２０箇所観察した。そして、各観察部にて、ＭｎＳ介在物脱落に起因した酸洗ピットメッキ不良の有無を調べ、以下のように評価した：
○：不良なし、△：１〜１０箇所が不良、×：１０箇所以上が不良。
以上の結果を表２に示す。
【００３３】
【表２】
【００３４】
【表３】
【００３５】
すなわち、本発明に属する実施例の鋼はいずれも、介在物が十分多数形成されているにもかかわらずその粗大化が抑制され、被削性とメッキ性とのいずれにおいても良好な結果が得られている。また、切り屑破砕性指数も高い。図３は、上記の試験結果のうち、切り屑破砕性指数をＷＴｉ／ＷＯに対してプロットしたものである。ＷＴｉ／ＷＯが４．５以上、特に１０以上で、切り屑破砕性指数が顕著に向上していることがわかる。また、図４は、単位面積当たりの介在物の個数をＷＴｉ／ＷＯに対してプロットしたものである。ＷＴｉ／ＷＯが４．５以上、特に１０以上で、介在物の個数が顕著に増加し、その微細化が進んでいることがわかる。さらに、図５は、被削性の評価結果をＴｉ含有量に対してプロットしたものである。Ｔｉ含有量を０．１２質量％以下、特に０．１質量％以下とすることで、被削性が顕著に向上していることがわかる。これは、Ｔｉ含有量が０．１２質量％以下でＭｎＳ系介在物の形成が主体的になるためであると考えられる。他方、Ｔｉ含有量が０．１２質量％を超えたとき被削性が低下するのは、硬質のＴｉ炭硫化物系介在物の形成が顕著になるためであると考えられる。
【００３６】
図６は、表１の実施例３の試験片の断面組織を示す光学顕微鏡観察画像である。組織中黒点状に分散しているのがＭｎＳ系介在物であり、粒径２μｍ以下の寸法にて多数かつ一様に分散形成されていることがわかる。他方、図７は、表１の比較例１の試験片の断面組織を示す光学顕微鏡観察画像である。組織の鍛伸方向に大きく伸びたＭｎＳ系介在物が多数認められ、特に長さ１５０μｍ前後の巨大なものも観察される。該試験片にメッキを施しあとの、表層付近の断面組織画像を図８に示す。介在物の抜け落ちに起因すると思われる大きなピット状の欠陥が形成されているのがわかる。
【００３７】
以上、本発明の実施例を示したが、これはあくまで例示であり、本発明は、その趣旨を逸脱しない範囲で、当事者の知識に基づき種々の改良ないし変形を加えた態様でも実施可能であることはいうまでもない。
【図面の簡単な説明】
【図１】介在物の粒径の定義を示す説明図。
【図２】ＷＴｉ／ＷＯ（ＷＡｌ／ＷＯ、ＷＺｒ／ＷＯ）に対する、介在物個数、介在物粒径の最大値、切り屑破砕性及び被削性の変化傾向と、ＷＴｉ／ＷＯ（ＷＡｌ／ＷＯ、ＷＺｒ／ＷＯ）の適正範囲の設定理由とを、定性的に示すグラフ。
【図３】実施例の実験結果を示す第一のグラフ。
【図４】実施例の実験結果を示す第二のグラフ。
【図５】実施例の実験結果を示す第三のグラフ。
【図６】表１の実施例３の試験片の断面組織を示す光学顕微鏡観察画像。
【図７】表１の比較例１の試験片の断面組織を示す光学顕微鏡観察画像。
【図８】表１の実施例１の試験片の、メッキ後の断面組織を示す光学顕微鏡観察画像。
【発明の属する技術分野】
この発明は高硫黄快削鋼に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
【特許文献１】
特開昭５６−１６６５３号公報
【特許文献２】
特開平１０−４６２９２号公報
【特許文献３】
特開昭６２−２５８９５５号公報
【特許文献４】
特開昭５４−１７５６７号公報
【特許文献５】
特開平９−４９０５３号公報
【特許文献６】
特開平１１−１７４３号公報
【特許文献７】
特開２００１−２６２２８０号公報
【特許文献８】
特開２００２−２４９８４８号公報
【特許文献９】
特開２００−３１９７５３号公報
【０００３】
機械部品等の切削加工にて製造される部材の生産性を向上させるために、近年、快削鋼の用途が増大しつつある。鉄系材料の被削性向上元素としては、Ｓ、Ｐｂ、Ｓｅ、Ｂｉ、Ｔｅ、Ｃａなどが知られている。このうち、Ｐｂは、環境保護に対する関心が地球規模で高まりつつある近年では次第に敬遠されるようになっており、その使用を制限する機器や部品も多くなりつつある。そこで、Ｓを被削性向上元素の主体として用いた材料が、代替材料として考えられている（特許文献１〜特許文献４）。これらは、主にＭｎＳ系の介在物を生成させ、介在物に対する切屑形成時の応力集中効果や、工具と切屑間の潤滑作用により被削性や研削性を高めるようにしている。また、Ｓとともに相当量のＴｉ及びＣを添加し、Ｔｉ４Ｓ２Ｃ２系の介在物を分散形成して快削性を付与した鋼も提案されている（特許文献５〜特許文献７）。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、Ｓを快削性付与元素として用いる場合、Ｓ添加量が過剰になると、合金の耐食性、熱間加工性あるいは冷間加工性を劣化させる原因となるため、その添加量は一般に０．３質量％以下に留められている（例えば、特許文献１、特許文献３）。当然、Ｓ添加量が少ないことから、硫化物系介在物の形成量も不足しがちであり、被削性向上効果には一定の限界があった。また、ＭｎＳなどの硫化物は材料の鍛伸方向に延伸しやすく、材料強度の異方性化等を招く原因ともなっている。なお、特許文献３には、ＴｉとＳを複合添加して硫化物を球状化できることが開示されているが、Ｓ添加量が少ないため、被削性向上効果の向上に限界がある点については何ら変わりはない。
【０００５】
他方、特許文献８、特許文献９、特許文献２あるいは特許文献４のごとく、Ｓの含有量の上限を０．４質量％以上に高め、被削性をさらに向上させる提案もなされているが、前述の問題のほか、粗大な硫化物系介在物が形成されやすく、例えば酸洗処理後メッキして使用される材料等の場合、介在物の脱落により表面性状が悪化したり、また油圧部品など気密性が重視される用途等には適用が困難になったりする問題があった。
【０００６】
なお、特許文献８、特許文献９、特許文献２においては、被削性向上のため、鋼中のＳ含有量のほかＯ含有量も規定しているが、いずれもＯ含有量が不足すると硫化物が小型化し、切削に不向きなる主旨の記載があることから、該Ｏ含有量の規定が、あくまで一定寸法以上に硫化物を粗大化させることに主眼が置かれていることは明白である。従って、被削性をさらに向上させる目的でＳ含有量を増大させようとした場合、前述の粗大な硫化物が形成されることによる弊害がさらに助長されることは必至となる。
【０００７】
一方、特許文献４〜特許文献７に開示されている、Ｔｉ炭硫化物を利用する快削鋼の場合、介在物がＭｎＳ等と比較すると硬質なため、ハイス工具等による切削加工では、工具寿命が低下しやすい欠点がある。
【０００８】
本発明の課題は、Ｓ含有率を高めつつも粗大な硫化物や硬質の炭硫化物の生成を抑制し、ひいては被削性が極めて良好で、かつ介在物の脱落による表面性状の悪化や気密性の低下、さらには工具寿命の低下などの不具合も生じにくい高硫黄快削鋼を提供することにある。
【０００９】
【課題を解決するための手段及び作用・効果】
上記の課題を解決するために、本発明の高硫黄快削鋼は、
Ｆｅを主成分とし、
Ｃ：０．０３質量％以上０．２質量％以下；
Ｓ：０．４質量％以上１質量％以下；
Ｍｎ：０．５質量％以上３質量％以下；
Ｏ：０．０１質量％以下；
を含有し、さらに、
▲１▼Ｔｉの含有量をＷＴｉ（質量％）とし、酸素含有量をＷＯとして、ＷＴｉが０．０１質量％以上０．１２質量％以下であり、かつ、ＷＴｉ／ＷＯ≧４．５；
▲２▼Ａｌの含有量をＷＡｌ（質量％）とし、酸素含有量をＷＯとして、ＷＡｌが０．００１質量％以上０．０５質量％以下であり、かつ、ＷＡｌ／ＷＯ≧０．１；
▲３▼Ｚｒの含有量をＷＺｒ（質量％）とし、酸素含有量をＷＯとして、ＷＺｒが０．００１質量％以上０．０５質量％以下であり、かつ、ＷＺｒ／ＷＯ≧０．１；
の該組成条件▲１▼ないし▲３▼のいずれかを充足し、
さらに、ＴｉとＺｒとの合計含有量が０．１２質量％以下であることを特徴とする。
【００１０】
上記本発明の高硫黄快削鋼においては、ＭｎとＳとを添加することにより、被削性を改善する硫化物系介在物として、ＭｎＳ系介在物を組織中に分散形成する。そして、Ｓは、従来の快削鋼よりも多い０．４質量％以上を添加する。他方、上記▲１▼〜▲３▼のいずれかを充足するように、Ｔｉ、Ａｌ又はＺｒの含有量と、Ｏ含有量とを調整することにより、粗大なＭｎＳ系介在物が生じにくくなり、ひいては組織中に微細なＭｎＳ系介在物を、従来の快削鋼よりもはるかに多量に形成することができる。その結果、被削性が劇的に向上するとともに、粗大介在物の脱落による表面性状の悪化や気密性の低下も生じにくい。また、高Ｓ含有量を設定する一方、ＴｉとＺｒとの合計含有量は低く留めてあるので、（Ｔｉ，Ｚｒ）炭硫化物系の硬質介在物の形成も抑制され、工具寿命の低下を生じにくい。なお、（Ｔｉ，Ｚｒ）炭硫化物系の硬質介在物の形成を抑制し、ＭｎＳ系介在物が被削性向上介在物の主体となる組織をより確実に得るには、Ｔｉ及びＺｒの合計含有量をＷＪ（質量％）とし、Ｓの含有率をＷＳとして、ＷＳ／ＷＪが４以上、より望ましくは６以上となっているのがよい。
【００１１】
例えば、上記条件▲１▼に関していえば、特許文献３のごとくＴｉ含有量を単独で調整したり、あるいは特許文献８、特許文献９及び特許文献２のごとくＴｉを添加せずに、Ｏ含有量のみを調整するだけでは、硫化物の球状化を生ずるだけであったり、あるいは硫化物が却って粗大化することにつながる。従って、本発明のごとく、０．４質量％以上という多量のＳが添加される条件下では、粗大なＭｎＳ系介在物の生成が避け難く、微細なＭｎＳ系介在物が多量に形成された組織を得ることはできない。しかし、Ｔｉ含有量をＯ含有量とともに、条件▲１▼に示す特定の範囲内に調整して始めて、粗大なＭｎＳ系介在物の形成を抑制しつつ、微細なＭｎＳ系介在物を多量に分散させた組織が得られ、表面性状の悪化や気密性の低下を生ずることなく、被削性を大幅に向上させることが可能となるのである。条件▲２▼及び条件▲３▼についても同様である。なお、本発明においては、条件▲１▼〜▲３▼の２以上のものが同時に成立する組成を採用してもよい。
【００１２】
被削性向上効果を高めるためには、鋼組織断面に観察される粒径０．２５μｍ以上の硫化物系介在物（ＭｎＳ系介在物）の、観察視野１ｍｍ２あたりの個数が１００００個以上８００００個以下であり、かつ、観察される硫化物系介在物の最大の粒径が３μｍ以下であることが望ましい。なお、硫化物系介在物の「粒径」とは、鋼の鍛伸方向と垂直な研磨断面を光学顕微鏡や走査型電子顕微鏡（Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ：ＳＥＭ）にて観察したとき、図１に示すように、その画像上の介在物粒子の外形線に位置を変えながら外接平行線ＰＬを引いたときの、その外接平行線ＰＬの最大間隔ｄｍａｘにて表すものとする。
【００１３】
粒径０．２５μｍ以上の硫化物系介在物の、観察視野１ｍｍ２あたりの個数が１００００個未満では、高硫黄組成に見合った被削性向上効果が十分に得られない場合がある。他方、該個数が８００００個を超えると、鋼の硬さが上昇し、被削性が却って低下する場合があるので、８００００個以下の範囲にて調整するのがよく、より望ましくは１５０００個以上２５０００以下とするのがよい。
【００１４】
また、硫化物系介在物の最大の粒径が３μｍを超えると、粗大介在物の脱落による表面性状の悪化や気密性の低下といった不具合につながる。該最大の粒径は、２μｍ以下であることがより望ましい。
【００１５】
以下、本発明における組成限定理由について説明する。
（１）Ｃ：０．０３質量％以上０．２質量％以下
Ｃは、鋼の強度向上を目的として添加される。Ｃ含有量が０．０３質量％未満では鋼の強度が不足することにつながる。他方、Ｃ含有量が０．２質量％を超えると鋼の硬度が増加しすぎ、被削性の低下を招くことにつながる。Ｃ含有量は、より望ましくは０．０５質量％以上０．１５質量％以下とするのがよい。
【００１６】
（２）Ｍｎ：０．５質量％以上３質量％以下
ＭｎはＳと結合し、ＭｎＳ系介在物を形成して被削性向上に寄与する。Ｍｎ含有量が０．５質量％未満では、ＦｅＳを生じて熱間加工性が悪化することにつながる。また、３質量％を超えると鋼の硬さが上昇し、被削性が低下することにつながる。Ｍｎ含有量は、より望ましくは１．０質量％以上２．５質量％以下とするのがよい。なお、Ｍｎ含有量をＷＭｎ（質量％）とし、Ｓの含有率をＷＳとして、ＷＭｎ／ＷＳは１．５以上５以下となっていることが望ましい。ＷＭｎ／ＷＳがこの範囲外になると、熱間加工性の劣化を招く場合がある。
【００１７】
（３）Ｓ：０．４質量％以上１質量％以下
ＳはＭｎと結合し、ＭｎＳ系介在物を形成して被削性向上に寄与する。既に説明した通り、０．４％質量％以上と、従来の硫黄快削鋼よりも大量に添加し、被削性をより改善する。Ｓ含有量が０．４質量％未満では、被削性を十分に向上させることができなくなる。また、１質量％を超えると熱間加工性が著しく悪化することにつながる。Ｓ含有量は、より望ましくは０．５質量％以上０．７５質量％以下とするのがよい。
【００１８】
（４）Ｏ：０．０１質量％以下
後述の通り、Ｔｉ、ＡｌあるいはＺｒの少なくともいずれかとともに、含有量を制御することにより、多量に生ずるＭｎＳ系介在物の微細化組織制御に寄与する。ただし、Ｏ含有量が０．０１質量％を超えると、ＭｎＳの十分な微細分散制御ができず、巨大なＭｎＳ系介在物を生じることにつながる。他方、Ｏ含有量を０．００１質量％未満とすることは、鋼の製造コストを高騰させることにつながるので、０．００１質量％以上とすることが望ましい。Ｏ含有量は、より望ましくは０．００４質量％以上０．００８質量％以下とするのがよい。
【００１９】
（５）Ｔｉ：０．０１質量％以上０．１２質量％以下、かつＷＴｉ／ＷＯ≧４．５（条件▲１▼採用時）
ＴｉはＯ含有率をコントロールし、ＭｎＳ系介在物の形態を制御する成分である。Ｔｉを０．０１〜０．１２％添加して、酸素レベルを適性値に制御することにより、硫化物を超微細に分散制御することができる。Ｔｉ含有率及びＷＴｉ／ＷＯの少なくともいずれかが下限未満になると、ＭｎＳ系介在物の十分な微細分散制御ができなくなる。つまり、図２に示すように、ＭｎＳ系介在物の最大粒径を好ましい値以下（例えば３μｍ以下）とすることができなくなり、また、微細化が進まないため、介在物の単位面積当たりの個数も十分でなくなる。さらに、切り屑の破砕性も不足しがちとなり、連続切り屑を生じやすくなる。生じた切り屑が長くひげ状に伸びた連続切り屑の形で排出されると、これが被削材や工具に絡まり加工がスムーズに行えなくなる場合がある。また、Ｔｉ含有率が上限を超えると、硬質なＴｉ系窒化物やＴｉ系炭硫化物を大量に生成し被削性が悪化するとともに、工具寿命の低下もきたす。Ｔｉ含有率は、より望ましくは０．０３質量％以上０．０８質量％以下とするのがよく、ＷＴｉ／ＷＯは４．５以上２０以下とするのがよい。
【００２０】
（６）Ａｌ：０．００１質量％以上０．０５質量％以下、かつＷＡｌ／ＷＯ≧０．１５（条件▲２▼採用時）
ＡｌはＯ含有率をコントロールし、ＭｎＳ系介在物の形態を制御する成分である。Ａｌを０．００１〜０．０５質量％添加して、酸素レベルを適性値に制御することにより、硫化物を超微細に分散制御することができる。Ａｌ含有率及びＷＡｌ／ＷＯの少なくともいずれかが下限未満になると、ＭｎＳ系介在物の十分な微細分散制御ができなくなる。また、Ａｌ含有率が上限を超えると、硬質なＡｌ系窒化物が大量に生成し被削性が悪化するとともに、工具寿命の低下もきたす。Ａｌ含有率は、より望ましくは０．００５質量％以上０．０３０質量％以下とするのがよく、ＷＡｌ／ＷＯは０．６以上とするのがよい。
【００２１】
（７）Ｚｒ：０．００１質量％以上０．０５質量％以下、かつＷＺｒ／ＷＯ≧０．１５（条件▲２▼採用時）
ＺｒはＯ含有率をコントロールし、ＭｎＳ系介在物の形態を制御する成分である。Ｚｒを０．００１〜０．０５質量％添加して、酸素レベルを適性値に制御することにより、硫化物を超微細に分散制御することができる。Ｚｒ含有率及びＷＺｒ／ＷＯの少なくともいずれかが下限未満になると、ＭｎＳ系介在物の十分な微細分散制御ができなくなる。また、Ｚｒ含有率が上限を超えると、硬質なＺｒ系窒化物やＺｒ系炭硫化物が大量に生成し被削性が悪化するとともに、工具寿命の低下もきたす。Ｚｒ含有率は、より望ましくは０．００５質量％以上０．０３０質量％以下とするのがよく、ＷＺｒ／ＷＯは０．６以上とするのがよい。
【００２２】
以下、本発明の快削鋼に含有可能な他の成分の例と、その好ましい含有量について説明する。
（８）Ｐ：０．０２質量％以上０．４質量％以下
Ｐは、上記範囲で添加することにより被削性改善効果を有し、特に仕上げ面の粗さ改善に有効である。ただし、下限値未満では効果に乏しい。他方、Ｐを上記上限値を超えて添加すると、粒界に偏析して粒界腐食感受性を高めるほか、靭性の低下を招くこともある。Ｐ含有率は、より望ましくは０．０４質量％以上０．１質量％以下とするのがよい。
【００２３】
（９）Ｓｉ：０．５質量％以下
Ｓｉは、脱酸剤として含有させることができる。しかし、含有量が過大となると鋼の硬さが高くなり、被削性を低下させることにつながる。なお、本発明においては、脱酸制御を主にＴｉ、ＡｌあるいはＺｒに担わせるので、被削性向上の観点から、Ｓｉ含有量はより望ましくは０．１質量％以下とするのがよい。
【００２４】
（１０）本発明の快削鋼には、０．２質量％以下のＴｅ、０．２質量％以下のＳｅ、０．０２質量％以下のＣａ、０．０２質量％以下のＭｇ、０．０２質量％以下のＢａ、及び０．２質量％以下の希土類金属元素の、１種又は２種以上を合計で０．００１質量％以上含有させることができる。これにより、熱間加工時等において、ＭｎＳ系介在物が鍛伸方向に長く延伸することが抑制され、材料強度の異方性化（特に鍛伸方向と直角な向きの強度低下）を防ぐ上で有効となる。上記成分の合計含有量が下限値未満では効果に乏しく、各々上限値を超えて添加されると効果が飽和し、逆に熱間加工性が低下することがあるので、いずれも好ましくない。なお、希土類元素としては、放射活性の低い元素を主体的に用いることが取り扱い上容易であり、この観点において、Ｓｃ、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ及びＬｕから選ばれる１種又は２種以上を使用することが有効である。特に上記効果のより顕著な発現と価格上の観点から、軽希土類、特にＬａあるいはＣｅを使用することが望ましい。ただし、希土類分離過程等にて不可避的に残留する微量の放射性希土類元素（例えばＴｈやＵなど）が含有されていても差し支えない。また、原料コスト低減等の観点から、ミッシュメタルやジジムなど、非分離希土類を使用することもできる。
【００２５】
（１１）本発明の快削鋼には、０．２質量％以下のＢ、２質量％以下のＮｂ、１質量％以下のＶ、１質量％以下のＮ、２質量％以下のＣｕ、２質量％以下のＮｉ、２質量％以下のＣｒ、２質量％以下のＭｏ、０．６質量％以下のＳｎ、０．０６質量％以下のＡｓ及び０．０６質量％以下のＳｂの、１種又は２種以上を合計で０．００１質量％以上含有させることができる。これらの元素は、鋼のマトリックスを適度に脆くし、切削時に発生する切り屑を断続化して、ひげ状の連続切り屑となることを抑制する効果を有する。ただし、これらの元素の合計含有量が０．００１質量％未満では効果に乏しく、各々上限値を超えて添加されるとマトリックスが過度に硬化し、被削性が却って低下することがあるので好ましくない。
【００２６】
（１２）本発明の快削鋼には、ＰｂとＢｉとの一方又は双方を合計にて０．０１質量％以上下０．５質量％以下の範囲にて含有させることができる。これらの元素は被削性をさらに向上させる効果がある。ただし、本発明の快削鋼は高硫黄組成であり、ＭｎＳ系介在物が微細に分散した形で多量に形成されるので、これらの添加元素の補助がなくとも本来的に被削性は良好である。ただし、材料ロット内あるいはロット間のバラツキを考慮した場合、量産スケールでの被削性の安定化等を図る目的で添加することはもちろん可能である。なお、これらの元素の合計含有量が０．０１質量％未満では効果に乏しく、各々上限値を超えて添加されると熱間加工性を低下させるため好ましくない。なお、Ｐｂに関しては環境への配慮から添加が好まれないこともある。しかし、本発明の快削鋼は、上記の通りＭｎＳ系介在物の多量形成により本来的に被削性が良好であり、Ｐｂ含有量が０．３質量％以下（０質量％を含む）であっても良好な被削性を確保でき、Ｐｂを含有しない（不純物として不可避的に混入する場合も、「含有しない」概念に属するものとする）組成を採用することも十分に可能である。
【００２７】
【実施例】
本発明の効果を確認するために、以下の実験を行った。
まず、表１に示す成分組成（質量％）に配合した各々１５０ｋｇ鋼塊を高周波誘導炉にて溶製し、これを、１１００℃以上１２００℃以下の適当な温度で加熱して熱間鍛造を行なうことにより、外径５５ｍｍの丸棒に加工した（鍛造比：約８）。それら丸棒をさらに９５０℃で１時間加熱した後空冷（焼ならし処理）し、各試験に供した。
【００２８】
【表１】
（組織観察及び介在物のキャラクタリゼーション）
丸棒試験片の軸直交断面を鏡面研磨した後、該研磨断面の半径の１／２の位置にて面積０．１ｍｍ２の視野をランダムに１０個設定して、各々光学顕微鏡により組織観察した（倍率：約４００倍）。そして、各視野の観察画像を解析することにより、粒径０．２５μｍ以上の介在物の個数（１ｍｍ２当たりの換算値）及び粒径の最大値を求め、１０視野間での平均値を算出した。なお、介在物は別途ＥＰＭＡとＸ線回折により分析を行っており、ＭｎＳ系の化合物であることを確認している。
【００３０】
上記の各試験品につき、以下の実験を行った。
１．切り屑破砕性試験
切削工具として超硬合金（ＪＩＳ：Ｋ１０）チップを用いてＮＣ旋盤により以下の条件で切削試験を行う：
・切削速度：８０ｍ／ｍｉｎ、１００ｍ／ｍｉｎ及び１２０ｍ／ｍｉｎの３条件；
・一回転当りの切り込み量：０．３ｍｍ及び１．０ｍｍの２条件；
・一回転当りの送り量：０．０２５ｍｍ、０．０５０ｍｍ、０．１００ｍｍの３条件；
・切削油：水溶性。
そして、上記の切削速度３条件×切り込み量２条件×送り量３条件の計１８条件で、丸棒試験片を長手方向に旋削加工したときの切屑を、表３に示す基準に基づき点数をつけ、その合計点を切屑破砕性評価の指標とした。点数が高いほど切り屑破砕性が良好であることを意味する。
【００３１】
２．被削性評価
切削工具には高速度工具鋼（ＪＩＳ：ＳＫＨ５１）製ドリルを用い、縦形マシニングセンターにより以下の条件にて切削試験を行う：
・工具形状：呼び径５ｍｍ；
・切削速度：８０ｍ／ｍｉｎ；
・一回転当りの送り量：０．１ｍｍ；
・穴深さ：１５ｍｍ；
・切削油：油性。
評価はコーナーの平均磨耗量が１００μｍになるまでの切削距離にて行なった。
【００３２】
３．メッキ性評価
丸棒試験片に対し、表面を砥石研磨とバフ研磨により６．３Ｓに平滑に仕上げた後、１０％塩酸により１０分間酸洗後、無電解Ｎｉメッキを施した。その後、試験片を軸直交面にて切断し、断面の表層近傍を光学顕微鏡でランダムに２０箇所観察した。そして、各観察部にて、ＭｎＳ介在物脱落に起因した酸洗ピットメッキ不良の有無を調べ、以下のように評価した：
○：不良なし、△：１〜１０箇所が不良、×：１０箇所以上が不良。
以上の結果を表２に示す。
【００３３】
【表２】
【表３】
すなわち、本発明に属する実施例の鋼はいずれも、介在物が十分多数形成されているにもかかわらずその粗大化が抑制され、被削性とメッキ性とのいずれにおいても良好な結果が得られている。また、切り屑破砕性指数も高い。図３は、上記の試験結果のうち、切り屑破砕性指数をＷＴｉ／ＷＯに対してプロットしたものである。ＷＴｉ／ＷＯが４．５以上、特に１０以上で、切り屑破砕性指数が顕著に向上していることがわかる。また、図４は、単位面積当たりの介在物の個数をＷＴｉ／ＷＯに対してプロットしたものである。ＷＴｉ／ＷＯが４．５以上、特に１０以上で、介在物の個数が顕著に増加し、その微細化が進んでいることがわかる。さらに、図５は、被削性の評価結果をＴｉ含有量に対してプロットしたものである。Ｔｉ含有量を０．１２質量％以下、特に０．１質量％以下とすることで、被削性が顕著に向上していることがわかる。これは、Ｔｉ含有量が０．１２質量％以下でＭｎＳ系介在物の形成が主体的になるためであると考えられる。他方、Ｔｉ含有量が０．１２質量％を超えたとき被削性が低下するのは、硬質のＴｉ炭硫化物系介在物の形成が顕著になるためであると考えられる。
【００３６】
図６は、表１の実施例３の試験片の断面組織を示す光学顕微鏡観察画像である。組織中黒点状に分散しているのがＭｎＳ系介在物であり、粒径２μｍ以下の寸法にて多数かつ一様に分散形成されていることがわかる。他方、図７は、表１の比較例１の試験片の断面組織を示す光学顕微鏡観察画像である。組織の鍛伸方向に大きく伸びたＭｎＳ系介在物が多数認められ、特に長さ１５０μｍ前後の巨大なものも観察される。該試験片にメッキを施しあとの、表層付近の断面組織画像を図８に示す。介在物の抜け落ちに起因すると思われる大きなピット状の欠陥が形成されているのがわかる。
【００３７】
以上、本発明の実施例を示したが、これはあくまで例示であり、本発明は、その趣旨を逸脱しない範囲で、当事者の知識に基づき種々の改良ないし変形を加えた態様でも実施可能であることはいうまでもない。
【図面の簡単な説明】
【図１】介在物の粒径の定義を示す説明図。
【図２】ＷＴｉ／ＷＯ（ＷＡｌ／ＷＯ、ＷＺｒ／ＷＯ）に対する、介在物個数、介在物粒径の最大値、切り屑破砕性及び被削性の変化傾向と、ＷＴｉ／ＷＯ（ＷＡｌ／ＷＯ、ＷＺｒ／ＷＯ）の適正範囲の設定理由とを、定性的に示すグラフ。
【図３】実施例の実験結果を示す第一のグラフ。
【図４】実施例の実験結果を示す第二のグラフ。
【図５】実施例の実験結果を示す第三のグラフ。
【図６】表１の実施例３の試験片の断面組織を示す光学顕微鏡観察画像。
【図７】表１の比較例１の試験片の断面組織を示す光学顕微鏡観察画像。
【図８】表１の実施例１の試験片の、メッキ後の断面組織を示す光学顕微鏡観察画像。
Claims (11)
- Ｆｅを主成分とし、
Ｃ：０．０３質量％以上０．２質量％以下；
Ｓ：０．４質量％以上１質量％以下；
Ｍｎ：０．５質量％以上３質量％以下；
Ｏ：０．０１質量％以下；
を含有し、
▲１▼Ｔｉの含有量をＷＴｉ（質量％）とし、酸素含有量をＷＯとして、ＷＴｉが０．０１質量％以上０．１２質量％以下であり、かつ、ＷＴｉ／ＷＯ≧４．５；
▲２▼Ａｌの含有量をＷＡｌ（質量％）とし、酸素含有量をＷＯとして、ＷＡｌが０．００１質量％以上０．０５質量％以下であり、かつ、ＷＡｌ／ＷＯ≧０．１；
▲３▼Ｚｒの含有量をＷＺｒ（質量％）とし、酸素含有量をＷＯとして、ＷＺｒが０．００１質量％以上０．０５質量％以下であり、かつ、ＷＺｒ／ＷＯ≧０．１；
にて表される組成条件▲１▼ないし▲３▼のいずれかを充足し、
さらに、ＴｉとＺｒとの合計含有量が０．１２質量％以下であることを特徴とする高硫黄快削鋼。 - 鋼組織断面に観察される粒径０．２５μｍ以上の硫化物系介在物の、観察視野１ｍｍ２あたりの個数が１００００個以上８００００個以下であり、かつ、観察される硫化物系介在物の最大の粒径が３μｍ以下である請求項１記載の高硫黄快削鋼。
- Ｔｉ及びＺｒの合計含有量をＷＪ（質量％）とし、Ｓの含有率をＷＳとして、ＷＳ／ＷＪが４以上である請求項１又は請求項２に記載の高硫黄快削鋼。
- Ｍｎ含有量をＷＭｎ（質量％）とし、Ｓの含有率をＷＳとして、ＷＭｎ／ＷＳが１．５以上５以下とされる請求項１ないし請求項３のいずれか１項に記載の高硫黄快削鋼。
- ０．０２質量％以上０．４質量％以下のＰを含有する請求項１ないし請求項４のいずれか１項に記載の高硫黄快削鋼。
- Ｓｉの含有量が０．５質量％以下である請求項１ないし請求項５のいずれか１項に記載の高硫黄快削鋼。
- Ｓｉの含有量が０．１質量％以下である請求項１ないし請求項６のいずれか１項に記載の高硫黄快削鋼。
- ０．２質量％以下のＴｅ、０．２質量％以下のＳｅ、０．０２質量％以下のＣａ、０．０２質量％以下のＭｇ、０．０２質量％以下のＢａ、及び０．２質量％以下の希土類金属元素の、１種又は２種以上を合計で０．００１質量％以上含有する請求項１ないし請求項７のいずれか１項に記載の高硫黄快削鋼。
- ０．２質量％以下のＢ、２質量％以下のＮｂ、１質量％以下のＶ、１質量％以下のＮ、２質量％以下のＣｕ、２質量％以下のＮｉ、２質量％以下のＣｒ、２質量％以下のＭｏ、０．６質量％以下のＳｎ、０．０６質量％以下のＡｓ及び０．０６質量％以下のＳｂの、１種又は２種以上を合計で０．００１質量％以上含有する請求項１ないし請求項８のいずれか１項に記載の高硫黄快削鋼。
- ＰｂとＢｉとの一方又は双方を合計にて０．０１質量％以上０．５質量％以下の範囲にて含有する請求項１ないし請求項９のいずれか１項に記載の高硫黄快削鋼。
- Ｐｂの含有量が０．３質量％以下（０質量％を含む）である請求項１ないし請求項１０のいずれか１項に記載の高硫黄快削鋼。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2003058474A JP4310800B2 (ja) | 2003-03-05 | 2003-03-05 | 高硫黄快削鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2003058474A JP4310800B2 (ja) | 2003-03-05 | 2003-03-05 | 高硫黄快削鋼 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2004269912A true JP2004269912A (ja) | 2004-09-30 |
| JP4310800B2 JP4310800B2 (ja) | 2009-08-12 |
Family
ID=33121579
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2003058474A Expired - Fee Related JP4310800B2 (ja) | 2003-03-05 | 2003-03-05 | 高硫黄快削鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP4310800B2 (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN111663072A (zh) * | 2020-06-19 | 2020-09-15 | 中天钢铁集团有限公司 | 一种防结瘤高硫非调质钢冶炼工艺 |
| CN112962017A (zh) * | 2021-02-03 | 2021-06-15 | 长泰县兴宏驰工贸有限公司 | 一种低碳高硫易切削钢的冶炼工艺 |
| WO2021201179A1 (ja) * | 2020-03-31 | 2021-10-07 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 快削鋼およびその製造方法 |
-
2003
- 2003-03-05 JP JP2003058474A patent/JP4310800B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2021201179A1 (ja) * | 2020-03-31 | 2021-10-07 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 快削鋼およびその製造方法 |
| TWI747777B (zh) * | 2020-03-31 | 2021-11-21 | 日商杰富意鋼鐵股份有限公司 | 易切削鋼及其製造方法 |
| JP7024921B1 (ja) * | 2020-03-31 | 2022-02-24 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 快削鋼およびその製造方法 |
| CN111663072A (zh) * | 2020-06-19 | 2020-09-15 | 中天钢铁集团有限公司 | 一种防结瘤高硫非调质钢冶炼工艺 |
| CN111663072B (zh) * | 2020-06-19 | 2021-05-28 | 中天钢铁集团有限公司 | 一种防结瘤高硫非调质钢冶炼工艺 |
| CN112962017A (zh) * | 2021-02-03 | 2021-06-15 | 长泰县兴宏驰工贸有限公司 | 一种低碳高硫易切削钢的冶炼工艺 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP4310800B2 (ja) | 2009-08-12 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| KR102123604B1 (ko) | 오스테나이트계 내마모 강판 | |
| KR101374991B1 (ko) | 기계 구조용 강의 절삭 방법 | |
| EP1790748B1 (en) | Steel for steel pipe | |
| KR101162743B1 (ko) | 피삭성과 강도 특성이 우수한 기계 구조용 강 | |
| KR102453321B1 (ko) | 오스테나이트계 내마모 강판 | |
| EP2138597A1 (en) | Hot-worked steel material having excellent machinability and impact value | |
| JP2008127594A (ja) | 疲労限度比に優れた高強度熱間鍛造非調質鋼部品 | |
| JP2004018925A (ja) | 被削性に優れた鋼 | |
| JP4986203B2 (ja) | 工具寿命に優れたｂｎ快削鋼 | |
| JP2008013788A (ja) | 被削性と強度特性に優れた機械構造用鋼 | |
| JP6821097B1 (ja) | 冷間加工性に優れる高硬度・高耐食性用途のマルテンサイト系ステンレス鋼及びその製造方法 | |
| JP2002069569A (ja) | 機械的特性に優れた機械構造用快削鋼 | |
| JP7135465B2 (ja) | 耐摩耗厚鋼板 | |
| EP1270757A1 (en) | Machine structural steel being free of lead, excellent in machinability and reduced in strength anisotropy | |
| JP4264329B2 (ja) | 被削性に優れる鋼 | |
| JP6642237B2 (ja) | 冷間鍛造用鋼およびその製造方法 | |
| JP2004143579A (ja) | 切り屑処理性に優れた機械構造用鋼、およびその製造方法 | |
| JP2007238981A (ja) | フェライト系快削ステンレス鋼 | |
| JP2004269912A (ja) | 高硫黄快削鋼 | |
| JP2004002951A (ja) | 快削性工具鋼 | |
| JP3270035B2 (ja) | 被削性に優れ，強度異方性の小さい鉛無添加の機械構造用鋼 | |
| JP3901582B2 (ja) | 金型用快削鋼 | |
| JP2005307241A (ja) | 高硫黄快削鋼 | |
| JP4222112B2 (ja) | 高硫黄快削鋼 | |
| JP2004091886A (ja) | 被削性にすぐれるとともに切屑破砕性が高い機械構造用鋼 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20060126 |
|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20080226 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20080229 |
|
| A521 | Written amendment |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20080425 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20090420 |
|
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20090503 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120522 Year of fee payment: 3 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 Ref document number: 4310800 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120522 Year of fee payment: 3 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130522 Year of fee payment: 4 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130522 Year of fee payment: 4 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20140522 Year of fee payment: 5 |
|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |