JP2005154826A

JP2005154826A - 被削性の優れた溶製高剛性鋼

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Publication number: JP2005154826A
Application number: JP2003394214A
Authority: JP
Inventors: Kazutaka Okura; 和孝大庫; Yoshihiro Nakajima; 義弘中嶋; Hideaki Ikehata; 秀哲池畑; Nobuhiko Matsumoto; 伸彦松本; Koji Tanaka; 浩司田中
Original assignee: Toyota Central R&D Labs Inc; Aichi Steel Corp
Current assignee: Toyota Central R&D Labs Inc; Aichi Steel Corp
Priority date: 2003-11-25
Filing date: 2003-11-25
Publication date: 2005-06-16
Anticipated expiration: 2023-11-25
Also published as: JP4213021B2

Abstract

【課題】超難加工材である高剛性鋼の被削性を改善できる新規な手段を提案すること。
【解決手段】純鉄又は鉄合金よりなるマトリックス相中に、４Ａ族元素、５Ａ族元素、６Ａ族元素及びＦｅを含むグループから選択される１種以上の元素を含むホウ化物又は／及びその複合化物を５〜２５体積％分散させた鋼であり、分散させた上記ホウ化物又は／及びその複合化物にＴｉＣを主体とする４Ａ族、５Ａ族、６Ａ族元素の炭化物を加えた晶出物のうち、体積率で８０体積％以上がＴｉＢ₂、体積率で４〜１１体積％がＴｉＣであって、鋼全体のうちのＣ含有率が０．０８〜０．２０質量％である。
【選択図】図１

Description

本発明は、高いヤング率を有し、かつ溶製法で製造可能な高剛性鋼であって、特に被削性を改善できる高剛性鋼に関するものである。

鉄鋼材料は最も安価で容易に大量生産が可能なことから、機械構造部材に広く使用されている。これらの構造部材には、使用されている部位によって様々な要求特性が存在するが、共通している大きな要求事項は、以前から変化はなく、それは軽量化である。
なぜなら、軽量化は、例えば自動車、トラックなどの製品においては、製品を使用する際のエネルギー消費量を低下させ、省エネに大きな効果の得られることが客観的に証明されているからである。
しかしながら、軽量化を達成することは、大きな困難を伴うことが多い。すなわち、軽量化の達成を検討する際には、部品寸法を小さくしても、必要な強度が確保できているかという点と、実際の使用中に負荷される力によって生じる弾性変形量（撓み、ねじれ等）が問題とならないレベル以下に抑えられているかという点の解決が避けて通れないからである。

このうち、前者の問題については、鉄鋼材料は多数の添加元素を適量添加することが可能である。その添加による効果によって、固溶強化、析出強化を図り、最適な熱処理を行うことによって、材料の高強度化を図ることができ、現在まで多数の問題を解決してきた。

しかしながら、後者については、従来から決定的な解決方法が見出されていない。すなわち、固溶強化、析出強化、熱処理による強化のどの手段で鋼を強化しても、鉄鋼材料のヤング率は大きく変化することがなく、高強度化して軽量化すればするほど部品寸法は小さくなって、部品自体の剛性は低下するから、変形量としては逆に増加してしまうからである。
また、鉄鋼材料以外の材料への変更も考えられないわけではないが、Ｍｇ合金、Ｔｉ合金、Ａｌ合金等鉄合金より密度の小さい他の合金は、全て鉄鋼材料に比べヤング率が著しく低く、使用合金の変更によっても問題を解決することができないのである。従って、従来の技術では、使用中の負荷応力に耐えうる強度が得られていても、弾性変形量の面で問題があると、部品寸法を大きくして弾性変形量を小さく抑えるしか方法がなかった。しかし、これは当然の結果として質量の増加を招いてしまい、結果として当初の目的である軽量化を達成できなくなった。

部品の質量増加は別の面からも問題となる。すなわち、構造用部材にかかる負荷応力は、その構造用部材からなる製品（自動車等）を使用することによって、外部から当然受ける負荷（例えばトラックにおいて重量物を積載することによって、各部品にかかる応力）だけでなく、外力に関係なく各部材自体の動きによって当然の如く負荷されてしまう力（例えばピストン・ピン等の往復運動する部材に働く慣性力や回転軸に作用する重力や遠心力によって生じる曲げモーメント等）がある。
この慣性力、遠心力、重力等は全て構造用部材の各部品の質量が増加するほど大きくなるという問題がある。従って、各部品の撓み等の変形量を小さくするためには、部品寸法を大きくすることなく、部品の剛性を高める以外に方法はなく、そのためには、高いヤング率を有する材料の開発が不可欠であった。

この問題に対する適切な対応を可能にするために、高いヤング率を有する材料の開発に対する新しい試みが、最近行われるようになり、開発成果としての特許出願も少しずつされるようになった。例えば、特許文献１〜３の出願がされている。
これらの３件の特許は、その内容に関し互いに若干の相違はあるが、３件共に共通している点は、鉄を主成分とするマトリックス中に高いヤング率を示すことがわかっている４Ａ族元素、５Ａ族元素のホウ化物を分散させることによって、高いヤング率を得ることを可能にしたことを特徴とするものである。

前記した３件の特許文献のうち、特許文献１、２に記載の発明は、原料として鉄粉末又は鉄合金粉末を用いて焼結により製造することが前提となって、発明が完成している。しかしながら、焼結による製造方法では、成形工程で高価な型が必要なことは勿論であるが、多大な力を必要とするため、クランクシャフト等比較的大きな部品の製造には不向きであり、かつ部品が大きい場合には、粉末の緻密化の程度を均一にすることが難しく、生産性の面でも溶製法に比べ劣ることから、低コスト化には限界がある。

また、特許文献３には、溶製法により得られる高剛性高靭性鋼について記載されているが、ホウ化物を溶製法で分散させるに際して、マトリックスとして用いられる鉄合金についての最適な範囲については、前記２件の特許に対して何らの新しい知見も示していない。
すなわち、炭素鋼、ニッケルクロム鋼、クロム鋼、クロムモリブデン鋼、ばね鋼、軸受鋼等多数の鋼材が記載されているが、粉末の焼結による製造方法では起きなかった問題であって、溶製法による製造をする場合に起きる問題点についての検討が十分にされていない。本発明者等が、実際に試作テストを繰返して調査した結果、溶製法を適用して高剛性鋼を製造する場合においては、製造可能な範囲がかなり狭められ、その範囲内で製造しないと品質の良い高剛性鋼が得られないことが判明した。

このような従来の高剛性鋼の問題点を解決するために、本発明者等は溶製法での製造に適した高剛性鋼を発明し、既に別の特許出願（特許文献４）によりその内容を明らかにしている。この特許文献では、マトリックス中に分散させるホウ化物の体積率を鋼中の５〜２５体積％、マトリックス中の炭素含有率の上限を鋼全体の成分合計に対して０．１５質量％に制限するとともに、炭素以外の元素についても溶製法での製造に適した範囲を明らかにしている。

特開平７−１８８８７４号公報特開平７−２５２６０９号公報特開平１０−６８０４８号公報特願２００２−３７７７５１号

しかしながら、前記した鋼には、次の問題がある。
即ち、特許文献１〜４に記載の鋼は、ヤング率の高い鋼を製造することを重点に発明の構成が検討されているが、その一方で加工性に関する検討が十分とは言えない。実際に高剛性鋼を使用する場合には、他の鋼を使用する場合と同様に最終製品形状に仕上げる際に機械加工することは必須となるため、機械加工が可能な鋼でないと実用化が難しい。

それに対し、前記特許文献によって提案されている高剛性鋼は、そのヤング率を向上するために、ＴｉＢ₂を主に４Ａ族、５Ａ族、６Ａ族元素のホウ化物が使用されている。これらのホウ化物は極めて高硬度のものが多く、ＴｉＢ₂の場合その硬さは約Ｈｖ３０００に達する。
従って、高いヤング率を達成可能とするために、分散させているホウ化物の量を増加していくと、機械加工時の工具への負担は大きく増加し、工具寿命が短くなってしまうため、他の構造用鋼の被削性のレベルと比較しても、極めて機械加工が難しい材料となっていた。しかしながら、高剛性鋼の利用を広げていくためには、その被削性を改善する技術開発が不可欠であり、新技術の開発が必要となっていた。

本発明は、以上記載した問題点を解決するために成されたものであり、４Ａ族、５Ａ族、６Ａ族のホウ化物を利用した高剛性鋼であっても機械加工が可能であって、かつ溶製法による製造が可能な高剛性鋼を提供可能にすることを目的に成されたものである。

請求項１に記載の被削性に優れた溶製高剛性鋼は、純鉄又は鉄合金よりなるマトリックス相中に、４Ａ族元素、５Ａ族元素、６Ａ族元素及びＦｅを含むグループから選択される１種以上の元素を含むホウ化物又は／及びその複合化物を５〜２５体積％分散させた鋼であり、分散させた上記ホウ化物又は／及びその複合化物にＴｉＣを主体とする４Ａ族、５Ａ族、６Ａ族元素の炭化物を加えた晶出物のうち、体積率で８０体積％以上がＴｉＢ₂、体積率で４〜１１体積％がＴｉＣであって、鋼全体のうちのＣ含有率が０．０８〜０．２０質量％であることを特徴とする。

本発明において注目すべきことは、本発明者等が既に出願した溶製高剛性鋼と同様に、溶製法で製造可能とするために、マトリックス中に含有するＣ含有率の範囲及びホウ化物の体積率の範囲を明確にした点に加え、ＴｉＢ₂に比べ少量ではあるが、マトリックス中にＴｉＣをヤング率低下への影響が大きくならない範囲で積極的に分散させて、ＴｉＢ₂が長い六角柱状に成長した状態で晶出するのを防止して、機械加工時に長いＴｉＢ₂が破砕されることに伴う工具摩耗を抑制し、仕上加工が可能な被削性を可能にした点にある。

ＴｉＢ₂は、比重は比較的小さいが、ヤング率が極めて高いということから、優れた比ヤング率を得るために最も適したホウ化物であるとして、従来開発されている高剛性鋼の中では、ホウ化物の中で最も主体的に利用されてきた。その一方でホウ化物として利用されているＴｉ等の４Ａ族、５Ａ族、６Ａ族元素は、炭素と結合しやすい元素が多いという理由から、発明者等が出願した特許文献４では、ホウ化物を生成させるために添加したＴｉ等の元素が狙いとは異なって炭素と結合してしまうことにより、ヤング率向上効果が低下するという問題を防止するために、炭素量の上限値を抑制して、その問題が起きないようにしてきた。

しかし、前記した通り、Ｔｉ等のホウ化物は、極めて硬度が高いため、このような高い硬度からなるホウ化物を多量に晶出させた場合、その量が増加するほど機械加工性が低下するであろうことは容易に予測できるところである。しかしながら、ヤング率を効果的に高める良い方法が他に見出されていないため、ホウ化物を分散させることの方が重視され、加工性が悪くても、工具を短時間で交換しながら苦労しつつ加工を行っていたのが、現状であった。

そこで、本発明者等は、前記高剛性鋼の被削性を改善するために、ホウ化物の分散状態を調整することによって機械加工性が改善できないかについて詳細に検討した。その結果、下記の知見を得ることにより、機械加工性を改善することに成功したものである。以下、その内容について説明する。

（１）ヤング率向上のため最も多く利用しているＴｉＢ₂は、六角柱状に長く成長して晶出し、機械加工時にそれが破砕する。ＴｉＢ₂は極めて高硬度であるため、破砕の際の工具への負担が大きく、工具摩耗が進行していく。

（２）４Ａ族、５Ａ族、６Ａ族元素は、炭化物形成元素が多く、Ｃが存在すると、ホウ化物が生成されるかわりに一部の元素がＣと結合してＴｉＣ等の炭化物を形成し、ヤング率向上効果が低下する。しかし、その量が少量であれば、ヤング率への悪影響は小さい。そして、ＴｉＣ等の炭化物が存在していると、ホウ化物の中で主として利用するＴｉＢ₂が、細長い六角柱状に成長することが抑制され、六角柱状というよりも六角塊状になる場合が多くなる。その結果、ＴｉＢ₂の破砕現象が抑制され、工具寿命が改善される。

（３）Ｃを少量含有しておくと、凝固時にＴｉＢ₂内又はその周辺にＴｉＣが凝固、晶出するため、その結果、前記した通りＴｉＢ₂が細長く六角柱状に成長するのが抑制される。特にＴｉＣを晶出させるためにＣを意図的に少量含有させた鋼については、ＥＰＭＡ分析すると、同じ位置から、Ｔｉ、Ｂ、Ｃの全てが検出される箇所が存在する。これは、ＴｉＣ、ＴｉＢ₂のそれぞれが非常に微細に晶出しているためと推定（以下、これをＴｉ炭ホウ化物と記す）される。このＴｉ炭ホウ化物中においては、ＴｉＢ₂は極めて微細に晶出した状態となっており、このような箇所が多く存在する鋼においては、機械加工時のＴｉＢ₂の破砕に伴う工具への負荷が軽減され、被削性が改善される。
次に請求項１で指定した各条件の限定理由について、以下に説明する。

Ｃ含有率の範囲を０．０８〜０．２０質量％（成分範囲は、マトリックス相のみの範囲での含有率ではなく、ホウ化物、炭化物、マトリックス相中に含まれる元素の合計に対する含有率で示す。）としたのは、この範囲が、高いヤング率を確保しつつ、被削性を改善するのに適した量であるからである。

すなわち、下限を０．０８質量％としたのは、ＴｉＣを適量意図的に晶出させ、ＴｉＢ₂が細長い六角柱状に晶出するのを抑え、六角塊状として、被削性を改善する効果を得るために、最低限必要とする量であるからであり、上限を０．２０質量％としたのは、これ以上含有すると、鋳造性、熱間加工性が低下するとともに、添加した４Ａ族、５Ａ族、６Ａ族元素のうち、ホウ化物でなく、炭化物となる割合が増加し、ホウ化物分散によるヤング率向上効果が低下して、ホウ化物を多量に使用した割にヤング率向上効果を大きく得ることができず、コスト面で不利となるからである。
なお、ＴｉＣは後述するようにＴｉＢ₂が晶出する際に核となるため、そのために必要なＴｉＣを生成させるためにも、Ｃは少量含有させておく必要がある。

生成させるホウ化物をＦｅ以外では４Ａ族、５Ａ族、６Ａ族の元素に限定したのは、前記した特許文献にも記載されているように、これらの元素のホウ化物が、高いヤング率を有しているからである。また、本発明では、その中でも特許文献４と同様に、特に主体をＴｉを含有するホウ化物であるＴｉＢ₂に限定している。これは、ＴｉＢ₂は、高いヤング率を示す一方、鋼に比べ密度がはるかに小さいため、軽量化しつつヤング率の高い材料を得るために、効果的であるからである。

従って、比ヤング率の向上を図るために、生成させるホウ化物又は／及びその複合化物のうち８０体積％以上をＴｉを含有するホウ化物（ＴｉＢ₂）とすることが必要である。
これは、Ｔｉ以外のホウ化物が増加し、例えば（Ｍｏ、Ｆｅ）Ｂ₂、（Ｃｒ、Ｆｅ）Ｂ等の生成量が増加すると、ホウ化物を分散させる前の鋼に比べればヤング率は上昇するが、ＴｉＢ₂が８０体積％以上確保できている場合に比べ、ヤング率向上効果が小さくなるためである。
また、これらのホウ化物が増加すると、熱間加工性、鋳造性も低下して溶製法による製造が困難になるという問題も生じる。従って、Ｔｉを主体とするホウ化物を主に分散させることにより、比重が小さい割に高いヤング率を有し、溶製法による製造がしやすい高剛性鋼を得ることができる。
また、ここで言うＴｉＢ₂には、後述のＴｉ炭ホウ化物は含まれない。Ｔｉ炭ホウ化物を除いて、ＴｉＢ₂を８０体積％以上とすることが必要である。

なお、Ｆｅを含むホウ化物を範囲に含めたのは、添加したＢの一部がＴｉ等の４Ａ族、５Ａ族、６Ａ族元素と結合せず多量に存在するＦｅと結合する場合があり、Ｆｅを含むホウ化物の存在を全く認めないとすると製造が難しくなる場合があるからである。

なお、Ｆｅを含むホウ化物の生成を防止するには、４Ａ族、５Ａ族、６Ａ族元素とＢの添加量の比を調整して、過剰なＢが存在しないような量とすれば良い。Ｂは４Ａ族、５Ａ族、６Ａ族元素と優先的に結合するため、Ｂが過剰に存在する状態となった場合に、多量に存在するＦｅと結びついて、Ｆｅを含むホウ化物が生成するためである。例えば、ＴｉＢ₂を生成させる場合には、ＴｉとＢの配合比が原子比で１：２（質量比でＴｉ／Ｂ＝２．２１５）に近くなるようにすれば良い。これにより、Ｆｅを含むホウ化物の生成を防止することができる。

また、ＴｉＣの晶出量を鋼中に含有するホウ化物又は／及びその複合化物にＴｉＣを主体とする４Ａ族、５Ａ族、６Ａ族元素の炭化物を加えた晶出物のうち、体積率で４〜１１体積％の範囲内としたのは、４体積％未満では、ＴｉＢ₂の晶出形状を六角柱状から、工具寿命が十分に改善できる程度の六角塊状にするには不十分であるからであり、１１体積％を超えると、鋳造性、熱間加工性が低下するとともに、ヤング率向上効果が低下し、溶製高剛性鋼として満足できる特性が得られなくなるためである。
なお、ここで言うＴｉＣとは、ＥＰＭＡ分析した際にＴｉとＣが共に高濃度で検出される領域を指し、前記したＴｉ、Ｃ以外にＢも検出される領域（すなわち、Ｔｉ炭ホウ化物が晶出している領域）も含まれる。

次に、鋼中に分散させるホウ化物又は／及びその複合化物を分散させる割合を、鋼全体に対して、体積率を５〜２５体積％に限定したのは、５体積％未満ではヤング率向上効果が十分に得られないためであり、多量に添加して２５体積％超とした場合には、得られるヤング率は添加量が少ない場合に比べ上昇するが、均一に分散させることが困難となり、製品の場所によってヤング率の不均一が生じ、安定して高いヤング率を保証することが難しくなるためである。
これに対し、粉末法の場合には、原料粉末をよく混合することにより、かなり均一にすることが可能であるので、溶製法に比べ有利である。また、溶製法では、ホウ化物を多量に添加した場合、熱間加工性が低下して、圧延、鍛造による所定形状への加工が困難になるという問題もある。従って、分散させるホウ化物量の上限を厳しく限定した点は特許文献４と全く同様である。また、多量に添加するほどヤング率、強度が共に上昇するが、伸び、絞りは低下して熱間加工性が低下するので、注意が必要である。

次に本発明の製造方法について説明する。
本発明による高剛性鋼は、真空誘導溶解炉等の減圧した閉空間内で溶解することのできる炉を用いて原料を溶解することにより製造する。具体的には、閉空間内の気圧を２５０Ｐａ（約１．９ｔｏｒｒ）以下とするのが望ましい。気圧の上限を２５０Ｐａとしたのは、溶鋼表面が大気と接触すると、大気との接触面において酸化膜が生成され、鋳型内への注湯が難しくなるからである。

すなわち、本発明の成分からなる溶湯は当然のごとく多量のＴｉを含有しており、大気と接触するとＴｉの酸化物が生成する。このＴｉ酸化物は鋼に比べ融点が高いため、固体状態の酸化膜が生成される。このような固体の膜が存在した状態で溶鋼を注湯しようとして溶鋼の入った取鍋を傾動させても、期待通りに鋳型内へ溶鋼が流れないという問題がある。
一方、この酸化膜を溶解させようとすると、通常の鋼の溶解温度よりもかなり高温に上げなくてはならず、エネルギーを浪費するとともに、温度を上げて溶解できたとしても製造された鋼は酸化物系介在物を多く含んだ状態となるため、結果として様々な特性が低下するという問題が生じる。

また、傾動させずに取鍋の下部から注湯しようとした場合でも、酸化膜の存在が障害となって、鋳造効率が著しく低下し、注湯終了までの温度低下が大きくなってしまうという問題がある。従って、このような鋳造時の障害となる酸化膜生成を防止するため、溶解する雰囲気の気圧を減圧した状態で溶解することが不可欠であり、具体的には２５０Ｐａ以下の条件で実施することが好ましい。

また、溶解する際にその原料としては、マトリックスとなる鋼の原料（炭化物生成のためのＣも含む）、およびホウ化物の第一原料であるＢを多く含む合金を溶解し、最後に第二原料である分散させたい４Ａ族元素、５Ａ族元素、６Ａ族元素を多く含む合金を添加するのが良い。
この理由は、ひとつにはマトリックスとなる鋼を先に製造することにより、品質の安定した鋼を製造可能とするため、ふたつには鉄−ホウ素系に存在する比較的低温の共晶反応を利用して、容易かつ低エネルギーで溶解させるためである。さらには、特に最後にＴｉを多く含む合金を添加する場合、最終添加から出湯までの時間を短縮して、Ｔｉの酸化物が生成することをできるだけ、抑制するねらいもある。

なお、前述した通り、Ｆｅを含むホウ化物の生成を抑制するためには、Ｂが過剰とならないようにＢと生成させたい４Ａ族、５Ａ族、６Ａ族の元素の配合比を調整することが必要である。

また、第一原料であるＢを多く含む合金としてはフェロボロンを使用すると良い。さらに、第二原料としては、本発明では分散させるホウ化物の主体をＴｉＢ₂としているので、スポンジチタン、チタンのスクラップ等のチタン原料を使用すると良い。その他の４Ａ族、５Ａ族、６Ａ族元素を分散させる場合には、金属モリブデン等の純金属、分散させたい元素を多く含む合金鉄等を使用することができる。
また、ＴｉＢ₂を微細に晶出させるためには、その核となるＴｉＣを優先的に晶出させなければならない。このため、鋳型内での冷却速度を適切に調整する必要があり、具体的には１０Ｋ／分より遅い速度とすることが好ましい。

マトリックスとする鋼の成分は、炭素を多量に必要とする鋼を除けば、通常の鋼選択の場合と同様であり、本発明鋼を使用する目的に合わせて適切なものとすれば良い。例えば、ステンレス鋼と同様の耐食性が要求される場合には、当然の如くマトリックスもステンレス鋼とすれば良い。また、通常Ｃを多量に添加して使用していた用途に用いる場合には、Ｃによる固溶強化を期待することができないので、前記したＣｕによる析出強化等、別手段による強度の確保が必要となる。

具体的には、Ｃ：０．２０質量％以下、Ｓｉ：０．１０〜１．００質量％、Ｍｎ：０．２０〜８．００質量％、Ｐ：０．０４５質量％、Ｓ：０．０３０質量％以下、Ａｌ：１．００質量％以下を含有し、さらに任意添加元素として、必要に応じてＮｉ：１４．００質量％以下、Ｃｒ：２８．００質量％以下、Ｍｏ：４．００質量％以下、Ｖ：１．００質量％以下、Ｎｂ：１．００質量％以下、Ｃｕ０．５〜３．５質量％の１種又は２種以上を含有し、残部がＦｅと不純物元素からなる鋼の成分の中から目的に適した鋼成分を選択して製造すれば良い。以上の方法により目的に応じて最適な高剛性鋼を提供することができる。

次に、本発明の効果を実施例を示すことにより明らかにする。
本発明では、前記したように、ＴｉＣの生成によるＴｉＢ₂の晶出形状の変化及びそれによる被削性への影響がポイントとなる。そこで、ＴｉＣの生成量に最も影響が大きいＣ量を変化させてその影響を調査した。また、従来から被削性向上元素として知られているＳ、Ｐｂ、Ｃａ、Ｍｇが、高剛性鋼に対しても同様に被削性改善効果を得ることができるかを確認するために、これらの元素を添加したものについても同様に評価を行った。
但し、Ｓ含有率の高い８、９鋼は、他の鋼と同様の評価は実施したものの、熱間加工性が劣るので、実際の製造は難しいと考えられる。表１に供試材の化学成分を示す。なお、マトリックス成分は、Ｃ、前記した被削性改善元素以外の成分の添加量の狙い値は一定とし、ホウ化物であるＴｉＢ₂の体積分率についても、１５体積％で一定とした。

供試材は、真空誘導溶解炉を用い、減圧された閉空間内（雰囲気圧の実績値１８０〜２００Ｐａ）で行った。そして、最初にマトリックスとなる鋼の原料とＢを多く含む合金として、フェロボロンを添加して溶製し、最後にＴｉＢ₂を分散させるためにスポンジチタンを添加して、狙いとする量のホウ化物を分散させた。
そして、製造された鋼塊を後述の各試験を行うのに適した寸法まで鍛伸し、７６０℃×２時間加熱後空冷の焼なまし処理を行った後、所定形状に機械加工して、試験を行った。

評価は、まずＴｉＣの量の変化に伴うヤング率への影響を調べるため、その測定を行った。ヤング率は、φ１５に鍛伸した供試材の中心域より、１×２×１１．２ｍｍの角棒を作成し、水晶振動子を用いた複合振動法により測定した。なお水晶振動子の共振周波数は１１０．２５ｋＨｚである。なお、後述の被削性の評価の際に硬さが大きくばらついていると問題となるため、同時に硬さの測定も行った。

また、Ｃ量の変化に伴うＴｉＣの生成量の変化を把握するため、ＴｉＢ₂とＴｉＣの晶出状況をＥＰＭＡ観察により調査し、Ｔｉ、Ｂ、Ｃの各成分の面分析結果から、画像処理によってＴｉＣの体積率（ＴｉＢ₂とＴｉＣの合計に対するＴｉＣの比率、但し、前記したＴｉ炭ホウ化物の晶出部分はＴｉＣの比率としてカウントした。）を求めた。
結果を表２に示す。

表２から明らかなように、ＴｉＢ₂の体積率を全て一定にしているにもかかわらず、Ｃ含有率が０．１８質量％以下の範囲（１〜４、６、８〜１０鋼）では、大きなヤング率の低下傾向はみられなかった。また、Ｃ含有率が０．２０質量％である５鋼についても若干ヤング率の低下傾向がみられたが、大きな変化ではなかった。
しかし、７鋼のように、Ｃ含有率を０．２２質量％まで高めると、ヤング率は２１９ＧＰａと明らかに低下する傾向がみられた。
この結果から、Ｔｉホウ化物によるヤング率向上効果を得るには、Ｃを０．２０質量％以下に抑制する必要があることがわかる。また、表２には記載していないが、Ｃ含有率が０．２０質量％程度になると鋳造性、熱間加工性が低下して、製造が難しくなるので、その面からもＣ含有率は０．２０質量％以下とする必要がある。

また、ＴｉＣの体積率については、Ｃ含有率が増加するほど高くなるという予想された結果が得られた。硬さは、Ｃ含有率の大小に関係なくほぼ同一であった。従って、硬さによる被削性への影響は考慮する必要がないことが確認できた。
次にＣ含有率及びＴｉＣの晶出量と被削性との関係を評価した実施例について説明する。
試験は前記供試材をφ６５に鍛伸した後、機械加工によりφ６０の丸棒を準備し、外周旋削試験を実施して評価した。詳細な試験条件を表３に示す。

試験は、旋削の状況を観察しながら、適当な時間毎に工具の横逃げ面摩耗幅を測定し、その測定値から摩耗幅が０．３ｍｍに到った際の時間を、試験開始から測定時までの摩耗が一定速度で進行したと仮定して求めることにより評価した。求めた摩耗時間は本発明の供試材である１鋼の切削速度３０ｍ／分における摩耗時間を１００とし、整数比で示した。結果を表４に示す。

表４の結果から、以下のことが明らかとなった。

（１）従来、被削性改善元素として知られていたＳ、Ｐｂ、Ｃａ、Ｍｇは、比較的遅い切削速度であれば効果があるが、切削速度が速くなると、ほとんど寿命改善効果が得られなくなる。これは、高硬度物質であるＴｉＢ₂の存在によって、旋削加工時にその工具への擦過現象が支配的になるためと推定される。また、前記被削性向上元素のうち、Ｓは、熱間加工性を著しく低下させる元素であるため、この点からも、積極添加することは難しい。

（２）Ｃを増量し、ＴｉＣの晶出物が増加するほど工具寿命は改善される。特に中間の切削速度域（４０ｍ／分）で寿命改善効果が大きい。

（３）切削速度が３０ｍ／分で寿命が４０ｍ／分の場合に比べ短いという結果が得られているが、これは、工具に付着した切屑が時々脱落する際に工具へ大きなダメージを与えたためと推定される。すなわち、切削速度が３０ｍ／分の場合は、切屑の工具への付着蓄積、脱落を繰り返し、脱落の度に工具にダメージを与えるのに対し、速度が４０ｍ／分になると、切屑が工具面に接触した状態で蓄積されていく量が少なく、脱落がほとんど起きなくなるので、脱落によるダメージが減少したためと推定される。
従って、Ｃ増量による効果は、工具への付着物が少ない速度の範囲の中で切削速度が遅い条件の場合（この実施例では、切削速度４０ｍ／分の場合）に大きな効果が得られるということができる。

次にＣ増量によって効果が得られた理由を調査するために、ＴｉＢ₂の晶出状態を調査した別の実施例を示す。
図１〜図６は、本発明鋼である３鋼（Ｃ含有率０．１０重量、ＴｉＣ：５．６体積％）と比較鋼である６鋼（Ｃ含有率０．０７質量％、ＴｉＣ：３．７体積％）のＴｉＢ₂の晶出状態を比較した写真である。
図１は３鋼のそれぞれ表層域、図２はＤ／４域、図３は中心域の写真である。図４は６鋼のそれぞれ表層域、図５はＤ／４域、図６は中心域の写真である。

これらの図から明らかなように、Ｃ含有率の多い３鋼は、６鋼に比べ細長く成長したＴｉＢ₂の数が大幅に減少していることがわかる。
これを具体的に定量的に評価するため、ＴｉＢ₂の長さ分布を測定した結果を表５に示す。測定は、前記した旋削試験に用いた試験片と同じ方法で準備したものを用意し、中心域、Ｄ／４域、表層域のそれぞれについて、ＴｉＢ₂を無作為に５０個ずつ選び、その長さを測定するという方法で行った。

表５から明らかなように、Ｃ含有率が０．１０質量％である３鋼のＴｉＢ₂は、中心域、Ｄ／４域、表層域の全てについて８〜９割の晶出物が長さ１０μｍ以下であり、２０μｍを超えるものは、わずか２％であった。しかしながら、Ｃ含有率が０．０７質量％である６鋼は、長さが１０μｍ以下のものは、４６％であり、２０μｍを超えるものも１７．３％と３鋼の８倍以上の割合となっていた。
３鋼と６鋼のＣ含有率の差はわずか０．０３質量％であることから、Ｃ含有率のわずかの差が、ＴｉＢ₂の晶出形状に大きな影響を与えたことがこの結果より確認できた。なお、ここでは、３鋼と６鋼のみしかデータを示していないが、他の鋼についても同様の結果が得られ、３鋼に比べさらにＣ含有率の高い４、５鋼はより一層ＴｉＢ₂が微粒化していることが確認できた。

この結果をさらに詳しく調査するため、同一面積の視野内のＴｉＢ₂の個数を測定し、その差異がないかを調査した。すなわち、３鋼と６鋼は、分散させているＴｉＢ₂の体積率に差異はないため、同一面積の視野内における晶出数が多いほど微細に分散されているということが言えるからである。測定は、３９μｍ×３９μｍの正方形を１視野とし、３鋼、６鋼それぞれについて４視野で数を測定し、その合計によって評価した。

その結果、６鋼のＴｉＢ₂の晶出物の数が１５５であったのに対し、３鋼におけるＴｉＢ₂の数は２３５と約１．５倍となっていた。この結果より、Ｃの増量によって、ＴｉＢ₂が微細化されることが確認できた。

３鋼と６鋼は、Ｃ含有率がわずかに相違する点を除き、マトリックス成分に差異はないこと、マトリックスを除くと、２つの材料の差異は、Ｔｉホウ化物しかなく、表４に示された被削性の差異は、前記したＴｉＢ₂の晶出状態の差異から生じたものと考えられる。

なお、本実施例では、Ｃ含有率の影響をわかりやすくするため、Ｃ含有率以外の成分は固定して行った結果を示した。しかしながら、本実施例では示していないが、本発明者等は別に他のマトリックス成分からなる鋼についても同様の効果が得られることを確認しており、ヤング率に大きな悪影響が生じることのない範囲内でＣを添加することにより、被削性を改善することができる。但し、オーステナイト系ステンレス鋼等のように炭素含有率の増加が、耐食性に悪影響を及ぼすことが予測される鋼等、Ｃ含有率を増量しにくい場合については、当然の如くその点を考慮して、添加できる範囲を決定することが重要であることは勿論である。

主にＴｉホウ化物を利用した高剛性鋼が前記特許文献により、新規に提案され、従来の鋼では得られなかった高いヤング率を有する鋼の提供が可能になったものの、この高剛性鋼は極めて硬いホウ化物の存在から、超難加工材であり、とても量産レベルで加工ができるというレベルではなかった。
本発明では、Ｃの増量という従来全く気づいていなかった方法によって高剛性鋼の被削性を大幅に改善することが可能となり、容易に加工ができるというレベルではないものの、切削速度等の条件の最適化によって、加工が可能なレベルまで改善することができた点でその意義は極めて大きいものである。

実施例１にかかる、３鋼の表層域におけるＴｉＢ₂晶出状態を示す図面代用写真。実施例１にかかる、３鋼のＤ／４域におけるＴｉＢ₂晶出状態を示す図面代用写真。実施例１にかかる、３鋼の中心域におけるＴｉＢ₂晶出状態を示す図面代用写真。実施例１にかかる、６鋼の表層域におけるＴｉＢ₂晶出状態を示す図面代用写真。実施例１にかかる、６鋼のＤ／４域におけるＴｉＢ₂晶出状態を示す図面代用写真。実施例１にかかる、６鋼の中心域におけるＴｉＢ₂晶出状態を示す図面代用写真。

Claims

純鉄又は鉄合金よりなるマトリックス相中に、４Ａ族元素、５Ａ族元素、６Ａ族元素及びＦｅを含むグループから選択される１種以上の元素を含むホウ化物又は／及びその複合化物を５〜２５体積％分散させた鋼であり、分散させた上記ホウ化物又は／及びその複合化物にＴｉＣを主体とする４Ａ族、５Ａ族、６Ａ族元素の炭化物を加えた晶出物のうち、体積率で８０体積％以上がＴｉＢ₂、体積率で４〜１１体積％がＴｉＣであって、鋼全体のうちのＣ含有率が０．０８〜０．２０質量％であることを特徴とする被削性の優れた溶製高剛性鋼。