JP2006299303A

JP2006299303A - 快削ステンレス鋼

Info

Publication number: JP2006299303A
Application number: JP2005118690A
Authority: JP
Inventors: Kazuo Nakama; 一夫中間; Yasushi Haruna; 靖志春名
Original assignee: Sanyo Special Steel Co Ltd
Current assignee: Sanyo Special Steel Co Ltd
Priority date: 2005-04-15
Filing date: 2005-04-15
Publication date: 2006-11-02

Abstract

【課題】ステンレス鋼本来の耐食性と機械的性質を確保しつつ、優れた被削性を有する快削ステンレス鋼を提供する。
【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０５％以下、Ｓｉ：２％以下、Ｍｎ：２％以下、Ｃｒ：１０〜３０％、Ｎ：０．０５％以下、Ｎｂ：０．１〜１．０％、Ｔｉ：０．０３〜０．６％、Ｓ：０．０１〜０．２５％を含有し、残部Ｆｅからなる鋼であって、Ｎｂ、ＴｉおよびＳを主体とする介在物を有することを特徴とする快削ステンレス鋼。ただし、Ｎｂ、ＴｉおよびＳを主体とする介在物とは、介在物に含まれるＮｂ、Ｔｉ、Ｓの原子数％をそれぞれＮ［Ｎｂ］、Ｎ［Ｔｉ］、Ｎ［Ｓ］としたときに、Ｎ［Ｎｂ］＋Ｎ［Ｔｉ］＋Ｎ［Ｓ］が７０％以上であることをいう。
【選択図】図１

Description

本発明は、ステンレス鋼本来の耐食性を有し機械的性質の良好な被削性に優れたＮｂ−Ｔｉ−Ｓ含有快削ステンレス鋼に関するものである。

従来、ステンレス鋼はＣｒ等の合金元素を多量に含む高合金鋼であり、低合金鋼と比較して被削性が劣る。従って、被削性改善のために、種々の快削元素を利用する方法が知られている。例えば特許第３０２５４０６号公報（特許文献１）や特許第２７５９４０１号公報（特許文献２）等に開示されているように、ＭｎＳ、Ｍｎ（Ｓ，Ｓｅ）あるいは（Ｍｎ，Ｃｒ）（Ｓ，Ｓｅ，Ｔｅ）などのＭｎやＣｒを主な金属成分とする硫化物、セレン化物、テルル化物あるいはこれらの混合体を非金属介在物として生成させて切削中の応力集中源として利用するものが知られている。

また、特公平７−６２２２０号公報（特許文献３）、特開２００３−１３１８８号公報（特許文献４）および特開２００２−２１２６８０号公報（特許文献５）等に開示されているように、Ｐｂ，Ｂｉ，Ｓｎ，Ｉｎなどの低融点金属を鋼中に分散させて切削熱による溶融潤滑効果を狙うもの、あるいは、特開２００１−２３４２９５号公報（特許文献６）等に開示されているように、Ｃａを含有する低融点型酸化物を生成させて切削工具の被覆効果を利用するもの、さらには特許第３４２５１２４号公報（特許文献７）等に開示されているように、（Ｔｉ，Ｚｒ）炭硫化物を介在物として利用するものなど知られている。

特許第３０２５４０６号公報特許第２７５９４０１号公報特公平７−６２２２０号公報特開２００３−１３１８８号公報特開２００２−２１２６８０号公報特開２００１−２３４２９５号公報特許第３４２５１２４号公報

上述した特許文献１および特許文献２に開示されている介在物は、耐食性が良くないことや、比較的大型で鋼材長手方向に伸びる特徴があるために、靱性が低いことや機械的性質の異方性が大きいといった欠点があり、強度、信頼性を求められる構造用部品用途には使用が限定される欠点があった。また、機械的性質の異方性に関しては、ＳｅやＴｅを添加して介在物形状を球状に近いものとする方法であるが、ＳｅやＴｅは毒性が指摘される元素であり、環境保護の観点からは得策ではない。

また、特許文献３〜５に開示されている低融点金属を利用する方法は、重金属であり、毒性が心配される点や高速切削では被削性改善効果が小さくなる点から、万能の快削元素とは言えがたい。また、特許文献６に開示されている低融点酸化物を利用する方法は、低融点とは言え、融点が１０００℃を超えるため、かなりの高速切削でないと効果を発揮しにくい欠点がある。さらに、特許文献７に開示されている炭硫化物は、比較的硬さが大きい介在物で、ドリル加工のような低速切削では却って被削性を悪化させる問題点がある。このように、ステンレス鋼本来の耐食性と機械的性質を確保しつつ、優れた被削性を有する快削ステンレス鋼は知られていなかった。

上述のような問題を解消するために、発明者らは鋭意開発を進めた結果、ステンレス鋼本来の耐食性と機械的性質を確保しつつ、優れた被削性を有する快削ステンレス鋼を提供することが可能な本発明に至った。その発明の要旨とするところは、
（１）質量％で、Ｃ：０．０５％以下、Ｓｉ：２％以下、Ｍｎ：２％以下、Ｃｒ：１０〜３０％、Ｎ：０．０５％以下、Ｎｂ：０．１〜１．０％、Ｔｉ：０．０３〜０．６％、Ｓ：０．０１〜０．２５％を含有し、残部Ｆｅからなる鋼であって、Ｎｂ、ＴｉおよびＳを主体とする介在物を有することを特徴とする快削ステンレス鋼。ただし、Ｎｂ、ＴｉおよびＳを主体とする介在物とは、介在物に含まれるＮｂ、Ｔｉ、Ｓの原子数％をそれぞれＮ［Ｎｂ］、Ｎ［Ｔｉ］、Ｎ［Ｓ］としたときに、Ｎ［Ｎｂ］＋Ｎ［Ｔｉ］＋Ｎ［Ｓ］が７０％以上であることをいう。

（２）質量％で、Ｎｉ：２０％以下、Ｃｕ：５％以下の１種または２種を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる前記（１）に記載の快削ステンレス鋼。
（３）質量％で、Ｐ：０．１％以下、Ｎｉ：２０％以下、Ｍｏ：５％以下、Ｃｕ：５％以下、Ａｌ：１％以下、Ｖ：１％以下、Ｗ：１％以下、Ｔａ：１％以下、Ｈｆ：１％以下、Ｚｒ：０．１％以下、Ｃｏ：１％以下、Ｐｂ：０．３％以下、Ｂｉ：０．３％以下、Ｓｅ：０．３％以下、Ｔｅ：０．３％以下、Ｃａ：０．１％以下、Ｍｇ：０．１％以下、Ｂ：０．１％以下、Ｏ：０．１％以下の１種または２種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる前記（１）または（２）に記載の快削ステンレス鋼。

（４）質量％で、Ｎｂ／Ｓ：３．５以上、（Ｔｉ−３．４×Ｎ）／Ｓ：０．７５以上を満足する前記（１）〜（３）に記載の快削ステンレス鋼。
（５）前記（１）〜（４）に記載のＮｂ、ＴｉおよびＳを主体とする介在物とは、原子数％で、Ｎ［Ｎｂ］：２０〜７０％、Ｎ［Ｔｉ］：１０〜５０％、Ｎ［Ｓ］：１０〜５０％の組成である快削ステンレス鋼にある。

以上のべたように、本発明によるステンレス鋼中にＮｂ−Ｔｉ−Ｓ系介在物を生成させることで、耐食性や機械的性質を犠牲にせずにステンレス鋼の被削性を改善できる極めて優れた効果を奏するものである。

以下、本発明に係る成分組成の限定理由について説明する。
Ｃ：０．０５％以下
Ｃは、強度を向上させる元素であるが、過度の添加は、炭化物、炭窒化物および炭硫化物を生じ、被削性を減ずることから、その上限を０．０５％とした。
Ｓｉ：２％以下
Ｓｉは、脱酸元素として有用であるが、過剰の添加は耐食性や靱性を低下させる。従って、その上限を２％とした。

Ｍｎ：２％以下
Ｍｎは、Ｓｉと同じく脱酸元素として有用であるが、過剰の添加は耐食性や靱性を低下させる。従って、その上限を２％とした。
Ｃｒ：１０〜３０％
Ｃｒは、ステンレス鋼の基本成分であって、鋼表面に保護性の酸化皮膜を形成することによって耐食性を付与する。しかし、１０％未満では耐食性が十分ではなく、３０％を超えると靱性および被削性が低下するので、その範囲を１０〜３０％とした。

Ｎ：０．０５％以下
Ｎは、強度と耐食性を向上させる元素であるが、過度の添加は、窒化物、炭窒化物を生じ、被削性を減ずる。従って、その上限を０．０５％とした。
Ｎｂ：０．１〜１．０％
Ｎｂは、被削性改善に寄与するＮｂ、Ｔｉ、Ｓを含有する介在物を生成させるために必要な元素である。しかし、０．１％未満であると、上記介在物の生成が十分でなく、また、１．０％を超えると過剰添加となり効果が飽和することから、その範囲を０．１〜１．０％とした。なお、望ましくは、０．２〜１．０％である。

Ｔｉ：０．０３〜０．６％
Ｔｉは、被削性改善に寄与するＮｂ、Ｔｉ、Ｓを含有する介在物を生成させるために必要な元素である。しかし、０．０３％未満であると、上記介在物の生成が十分でなく、また、０．６％を超えると過剰添加となり効果が飽和することから、その範囲を０．０３〜０．６％とした。なお、望ましくは、０．０６〜０．６％である。

Ｓ：０．０１〜０．２５％
Ｓは、被削性改善に寄与するＮｂ、Ｔｉ、Ｓを含有する介在物を生成させるために必要な元素である。しかし、０．０１％未満では被削性改善に十分でなく、また、０．２５％を超えると過剰添加となり熱間加工性が低下する。従って、その範囲を０．０１〜０．２５％とした。なお、望ましくは、０．０２〜０．２５％である。

Ｐ：０．１％以下、Ｏ：０．１％以下
Ｐ、Ｏは、不純物元素であり、熱間加工性や機械的性質を低下させるために含有量はなるべく少ない方が良いが、本発明が提供する効果を著しく阻害しない許容できる範囲内として定めた。
Ｎｉ：２０％以下
Ｎｉは、オーステナイト生成元素で、オーステナイト系ステンレス鋼では基本元素である。延靱性を改善し、非酸化性酸に対する耐食性を向上させる効果がある。しかし、２０％超えると本発明であるＳ添加快削鋼では熱間加工性が悪化するので、その上限を２０％とした。

Ｍｏ：５％以下
Ｍｏは、Ｃｒの酸化保護皮膜を強固にし耐食性を改善する効果がある。しかし、５％を超えるとσ相が析出しやすくなり機械的性質を低下させるので、その上限を５％とした。
Ｃｕ：５％以下
Ｃｕは、オーステナイト系ステンレス鋼に添加されると冷間加工性を向上する働きがある。しかし、５％を超えると熱間加工性が悪化するので、その上限を５％とした。

Ｃｏ：１％以下
Ｃｏは、強度を高め耐熱性や耐摩耗性を改善する元素である。しかし、１％を超えると熱間加工性が劣化するので、その上限を１％とした。
Ｓｅ：０．３％以下、Ｔｅ：０．３％以下、Ｐｂ：０．３％以下、Ｂｉ：０．３％以下、Ｔａ：１％以下、Ｃａ：０．１％以下
これらの元素は被削性を改善する効果がある。しかし、それぞれの上限を超えると、効果が飽和したり熱間加工性が低下したりするので、各々の上限を０．３％、０．１％とした。

Ａｌ：１％以下、Ｍｇ：０．１％以下、Ｚｒ：０．１％以下、Ｂ：０．１％以下、Ｗ：１％以下、Ｈｆ：１％以下
これらの元素は熱間加工性を改善する効果がある。しかし、それぞれの上限を超えると、効果が飽和したり、逆に熱間加工性が低下したりするので、各々の上限を０．１％とした。

Ｎｂ／Ｓ：３．５以上、（Ｔｉ−３．４×Ｎ）／Ｓ：０．７５以上
Ｎｂ、Ｔｉ、Ｓを含有する介在物を生成させるための関係式で、Ｎｂあるいは窒化物あるいは炭窒化物として消費される分量を除いたＴｉは、上記介在物となるために必要なＳとの添加量比を示している。これらの値が下限値より少ないと、上記介在物を生成させるためのＮｂおよびＴｉが少なく、その効果が不十分となる。なお、望ましくは、Ｎｂ／Ｓ：１０以上、（Ｔｉ−３．４×Ｎ）／Ｓ：１．２以上である。

以上のように成分を限定する理由は、必要量の介在物を生成させ、その組成をＮｂ−Ｔｉ−Ｓに制御するためである。このようにステンレス鋼中にＮｂ−Ｔｉ−Ｓ系介在物をさせることで、この介在物がＭｎＳ等と比較して微細かつ等方的に分散して、切削時に応力集中効果と工具被覆作用により工具寿命を改善し、かつ機械的性質や耐食性の低下を抑えることができる。

以下、本発明について実施例によって具体的に説明する。
表１に示す成分の鋼を真空誘導溶解炉にて溶製して１００ｋｇの鋼塊とし、鍛伸後熱処理を行い、以下の各種試験に供した。介在物については、直径２０ｍｍに鍛伸してこれを熱処理した後、ミクロ観察用に長手方向に平行に試験片を切り出し、エメリー紙とバフを用いて鏡面まで研磨して光学顕微鏡にて介在物形態を観察した。また、同試料から作製した試料を用いて、透過型顕微鏡による介在物観察を実施し、エネルギー分散型Ｘ線分析装置にて、その組成を分析した。

（被削性）
（１）ドリル寿命試験：先程と同様に直径６０ｍｍに鍛伸して熱処理材をした材料について、鍛伸方向に平行に一定条件でドリルが折損または溶損して切削不能になるまでドリル穿孔を行った。
使用ドリル：ＳＫＨ５１、φ５ｍｍストレートドリル
穿孔深さ：１５ｍｍ
切削速度：１５ｍ／ｍｉｎ
送り量：０．０３ｍｍ／ｒｅｖ
切削油：なし（乾式）

（２）旋削工具摩耗試験：先程と同様に直径６０ｍｍに鍛伸して熱処理をした材料について、周方向に一定条件で旋削を行い、一定時間旋削後の工具逃げ面摩耗量を測定した。
使用工具：超硬Ｐ２０、正方形ネガティブチップ、刃先Ｒ０．４ｍｍ
切削速度：１００〜２００ｍ／ｍｉｎ
切込み：１．０ｍｍ
送り量：０．２ｍｍ／ｒｅｖ
切削油：なし（乾式）

（耐食性）
孔食試験：先程と同様に直径２０ｍｍに鍛伸して熱処理をした材料について、直径１２ｍｍ、長さ２１ｍｍの棒状腐食試験片を作製して孔食試験に供した。腐食液は、２５℃の６％塩化第二鉄溶液で、２４時間浸漬後の腐食減量を測定した。
（機械的性質）
シャルピー衝撃試験：先程と同様に直径２０ｍｍに鍛伸して熱処理をした材料について、ロックウエル硬度計にて硬さを測定した。また、同様に角１５ｍｍに鍛伸して熱処理をした材料について、角１０ｍｍ、長さ５５ｍｍ、２ｍｍＵノッチのシャルピー衝撃試験片を作製し、衝撃試験に供した。

表１に示す化学成分を持つステンレス鋼について、各種試験を行い、表２の結果を得た。図１は、本発明鋼と比較鋼に生成した介在物の光学顕微鏡写真とエネルギー分散型Ｘ線分析装置にて分析した結果を示す図である。この図に示すように、代表的な鋼として、本発明鋼Ｎｏ．３５と比較鋼Ｎｏ．４０に生成した介在物について、本発明鋼Ｎｏ．３５には、球状またはやや偏平状のＮｂ−Ｔｉ−Ｓ系介在物が生成しており、その組成は原子数％で、Ｎｂ：４０％、Ｔｉ：２５％、Ｓ：３５％であった。また、比較鋼Ｎｏ．４０では、紡錘形状のＭｎ−Ｃｒ−Ｓ系介在物が生成しており、その組成は、原子数％で、Ｍｎ：４５％、Ｃｒ：５％、Ｓ：５０％であった。

このように、比較鋼Ｎｏ．４０に生成したＭｎ−Ｃｒ−Ｓ系介在物は、（Ｍｎ，Ｃｒ）Ｓの化学式で表現される。従来のステンレス鋼にみられる介在物であるが、他方、本発明による発明鋼Ｎｏ．３５のＮｂ−Ｔｉ−Ｓ系介在物は、その詳細な物質構造は不明ながら、これまでステンレス鋼中に生成する介在物としては知られていなかった全く新規なものである。

表２に示すように、Ｎｏ．１〜５、Ｎｏ．１１〜１５、Ｎｏ．２１〜２３、Ｎｏ．２６〜２８、Ｎｏ．３１、３３、およびＮｏ．３５〜３９は本発明鋼であり、Ｎｏ．６〜１０、Ｎｏ．１６〜２０、Ｎｏ．２４〜２５、Ｎｏ．２９〜３０、Ｎｏ．３２、３４およびＮｏ．４０〜４２は比較鋼である。比較鋼Ｎｏ．６は、Ｎｂ量およびＴｉ量が少ないため、被削性と耐食性が劣っている。比較鋼Ｎｏ．７は、Ｔｉ量が少ないため、被削性と耐食性が劣る。比較鋼Ｎｏ．８は、Ｎｂ量が少ないため、被削性が悪い。比較鋼Ｎｏ．９は、Ｓ量が少ないため、被削性が劣る。比較鋼Ｎｏ．１０は、Ｃｒ量が少ないため、耐食性が悪い。

比較鋼Ｎｏ．１６は、Ｃ量が多いため、被削性と耐食性に劣っている。比較鋼Ｎｏ．１７は、Ｍｎ量が多いため、被削性と靱性が劣る。比較鋼Ｎｏ．１８は、Ｓ量が多いため、耐食性と靱性が悪い。比較鋼Ｎｏ．１９は、Ｃｒ量が多いため、被削性と靱性が劣っている。比較鋼Ｎｏ．２０は、Ｓｉ量が多いため、被削性と靱性が悪い。比較鋼Ｎｏ．２４は、Ｎ量が多いため、被削性に劣り、比較鋼Ｎｏ．２５は、Ｃ量が多くＮｂ量が少ないため、被削性と耐食性が悪くなっている。

比較鋼Ｎｏ．２９は、Ｔｉ量が少ないため、被削性と耐食性が悪い。比較鋼Ｎｏ．３０は、Ｔｉ量が過剰なため、効果が飽和している。比較鋼Ｎｏ．３２は、Ｓ量が少なく、Ｔｉ、Ｎｂ量も少ないため、被削性が悪い。比較鋼Ｎｏ．３４は、Ｎｂ量が過剰であり、効果が飽和している。比較鋼Ｎｏ．４０は、Ｔｉ量が不足しており、被削性と耐食性に劣り、比較鋼Ｎｏ．４１は、Ｎｂ量が少ないため、被削性と靱性が劣り、比較鋼Ｎｏ．４２は、Ｃ、Ｎ量が過剰なため、被削性が悪い。

これに対し、本発明鋼である、Ｎｏ．１〜５、Ｎｏ．１１〜１５、Ｎｏ．２１〜２３、Ｎｏ．２６〜２８、Ｎｏ．３１、３３、およびＮｏ．３５〜３９のいずれも、本発明の範囲内にあることから、同系に属する比較鋼に比べて、耐食性および靱性を確保しつつ、被削性が優れていることが分かる。このようにステンレス鋼中にＮｂ−Ｔｉ−Ｓ系介在物をさせることで、この介在物がＭｎＳ等と比較して微細かつ等方的に分散して、切削時に応力集中効果と工具被覆作用により工具寿命を改善し、かつ機械的性質や耐食性の低下を抑えることができる優れた効果を有するものである。

本発明鋼と比較鋼に生成した介在物の光学顕微鏡写真とエネルギー分散型Ｘ線分析装置にて分析した結果を示す図である。

Claims

質量％で、
Ｃ：０．０５％以下、
Ｓｉ：２％以下、
Ｍｎ：２％以下、
Ｃｒ：１０〜３０％、
Ｎ：０．０５％以下、
Ｎｂ：０．１〜１．０％、
Ｔｉ：０．０３〜０．６％、
Ｓ：０．０１〜０．２５％
を含有し、残部Ｆｅからなる鋼であって、Ｎｂ、ＴｉおよびＳを主体とする介在物を有することを特徴とする快削ステンレス鋼。
ただし、Ｎｂ、ＴｉおよびＳを主体とする介在物とは、介在物に含まれるＮｂ、Ｔｉ、Ｓの原子数％をそれぞれＮ［Ｎｂ］、Ｎ［Ｔｉ］、Ｎ［Ｓ］としたときに、Ｎ［Ｎｂ］＋Ｎ［Ｔｉ］＋Ｎ［Ｓ］が７０％以上であることをいう。
質量％で、
Ｎｉ：２０％以下、
Ｃｕ：５％以下
の１種または２種を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる請求項１に記載の快削ステンレス鋼。
質量％で、
Ｐ：０．１％以下、
Ｍｏ：５％以下、
Ａｌ：１％以下、
Ｖ：１％以下、
Ｗ：１％以下、
Ｔａ：１％以下、
Ｈｆ：１％以下、
Ｚｒ：０．１％以下、
Ｃｏ：１％以下、
Ｐｂ：０．３％以下、
Ｂｉ：０．３％以下、
Ｓｅ：０．３％以下、
Ｔｅ：０．３％以下、
Ｃａ：０．１％以下、
Ｍｇ：０．１％以下、
Ｂ：０．１％以下、
Ｏ：０．１％以下
の１種または２種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる請求項１または２に記載の快削ステンレス鋼。
質量％で、Ｎｂ／Ｓ：３．５以上、（Ｔｉ−３．４×Ｎ）／Ｓ：０．７５以上を満足する請求項１〜３に記載の快削ステンレス鋼。
請求項１〜４に記載のＮｂ、ＴｉおよびＳを主体とする介在物とは、原子数％で、Ｎ［Ｎｂ］：２０〜７０％、Ｎ［Ｔｉ］：１０〜５０％、Ｎ［Ｓ］：１０〜５０％の組成である快削ステンレス鋼。