JP2009120955A

JP2009120955A - 被削性に優れる鋼およびその製造方法

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Publication number: JP2009120955A
Application number: JP2008324656A
Authority: JP
Inventors: Masayuki Hashimura; 雅之橋村; Atsushi Mizuno; 水野　　淳; Kenichiro Naito; 賢一郎内藤; Hiroshi Hagiwara; 博萩原
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2008-12-19
Filing date: 2008-12-19
Publication date: 2009-06-04
Anticipated expiration: 2022-11-15
Also published as: JP5114753B2

Abstract

【課題】切削時の工具寿命と切削表面粗さ、および切り屑処理性に優れた、自動車、一般機械などに使用される被削性に優れた鋼とその製造方法を提供する。
【解決手段】質量％で、Ｃ：０．００５〜０．２％、Ｓｉ：０．００３〜０．００９％、Ｍｎ：０．３〜３．０％、Ｓ：０．１〜１．０％、必要に応じてＢ：０．０００５〜０．０５％を含み、抽出レプリカ法にて採取して透過型電子顕微鏡で観察するＭｎＳに関し、鋼材の圧延方向と平行な断面において円相当径にて０．１〜０．５μｍのものの存在密度が１０，０００個／mm² 以上であることを特徴とする被削性に優れた鋼。
【選択図】図１

Description

本発明は、自動車や一般機械などに用いられる鋼に関するもので、特に切削時の工具寿命と切削表面粗さおよび切り屑処理性に優れた被削性に優れた鋼に関する。

一般機械や自動車は多種の部品を組み合わせて製造されているが、その部品は要求精度と製造効率の観点から、多くの場合、切削工程を経て製造されている。その際、コスト低減と生産能率の向上が求められ、鋼にも被削性の向上が求められている。特に従来ＳＵＭ２３やＳＵＭ２４Ｌは被削性を重要視して開発されてきた。これまで被削性を向上させるためにＳ、Ｐｂなどの被削性向上元素を添加するのが有効であることが知られている。しかし、需要家によってはＰｂは環境負荷として使用を避ける場合も有り、その使用量を低減する方向にある。

これまでもＰｂを添加しない鋼の場合には、ＳのようにＭｎＳのような切削環境下で軟質となる介在物を形成して被削性を向上させる手法が使われている。しかし、いわゆる低炭鉛快削鋼ＳＵＭ２４Ｌには低炭硫黄快削鋼ＳＵＭ２３と同量のＳが添加されている。従って、従来以上のＳ量を添加する必要がある。しかし、多量Ｓ添加ではＭｎＳを単に粗大にするだけで、被削性向上に有効なＭｎＳにならないだけでなく、圧延、鍛造等において破壊起点になって圧延疵等の製造上の問題を多く引き起こす。さらに、ＳＵＭ２３をベースとする硫黄快削鋼では構成刃先が付着しやすく、構成刃先の脱落および切り屑分離現象に伴う、切削表面に凹凸が生じ、表面粗さが劣化する。従って被削性の観点からも表面粗さが劣化による精度低下が問題である。切り屑処理性においても、切り屑が短く分断しやすい方が良好とされているが、単なるＳ添加だけではマトリックスの延性が大きいため、十分に分断されず、大きく改善できなかった。

さらに、Ｓ以外の元素、Ｔｅ、Ｂｉ、Ｐ等も被削性向上元素として知られているが、ある程度被削性を向上させることができても、圧延や熱間鍛造時に割れを生じ易くなるため、極力少ない方が望ましいとされている。

例えば、特許文献１には単独で２０μｍ以上の硫化物、あるいは複数の硫化物が略直列状に連なった長さ２０μｍ以上の硫化物群が圧延方向断面１ｍｍ^２の視野内に３０個以上存在することによって切屑処理性を高める方法が提案されている。しかし、事実上被削性に最も有効であるサブμｍレベルの硫化物の分散については製造方法を含めて言及されておらず、またその成分系からも期待できない。

また、特許文献２には、硫化物系介在物の平均サイズが５０μｍ^２以下であり、かつ該硫化物系介在物が１ｍｍ^２当たり７５０個以上存在することによって切屑処理性を高める方法が提案されている。しかし、事実上被削性に最も有効であるサブμｍレベルの硫化物の分散については特許文献１同様何ら言及されておらず、またそれを意識して作りこむ技術や調査する方法についても記述されていない。

特開平１１−２２２６４６号公報特開平１１−２９３３９１号公報

本発明は、圧延や熱間鍛造における不具合を避けつつ、工具寿命と表面粗さの両者を改善し、従来の低炭鉛快削鋼と同等以上の被削性を有する鋼及びその製造方法を提供する。

切削は切り屑を分離する破壊現象であり、それを促進させることが一つのポイントとなる。この効果はＳを単純に増量するだけでは限界がある。本発明者らは、Ｓを増量するだけでなく、マトリックスを脆化させることで破壊を容易にして工具寿命を延長するとともに切削表面の凹凸を抑制することで被削性が向上することを知見した。

本発明は以上の知見に基づいてなされたもので、その要旨は次のとおりである。

（１）質量％で、Ｃ：０．００５〜０．２％、Ｓｉ：０．００３〜０．００９％、Ｍｎ：０．３〜３．０％、Ｐ：０．００１〜０．２％、Ｓ：０．１〜１．０％、ｔｏｔａｌ−Ｎ：０．００１〜０．０２％、ｔｏｔａｌ−Ｏ：０．０００５〜０．０３５％、Ａｌ：０．００１〜０．１％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、抽出レプリカ法にて採取して透過型電子顕微鏡で観察するＭｎＳに関し、鋼材の圧延方向と平行な断面において円相当径にて０．１〜０．５μｍのものの存在密度が１０、０００個／ｍｍ^２以上であることを特徴とする被削性に優れる鋼。

（２）前記鋼が、質量％で、さらに、Ｂ：０．０００５〜０．０５％を含むことを特徴とする（１）記載の被削性に優れる鋼。

（３）前記鋼が、質量％で、さらに、Ｃｒ：０．０１〜２．０％、Ｖ：０．０１〜１．０％、Ｎｂ：０．００５〜０．２％、Ｍｏ：０．０１〜１．０％、Ｗ：０．０５〜１．０％、Ｎｉ：０．０５〜２．０％、Ｔｉ：０．００５〜０．２％、Ｃａ：０．０００２〜０．０１％、Ｚｒ：０．０００５〜０．１％、Ｍｇ：０．０００３〜０．０１％、Ｔｅ：０．０００３〜０．２％、Ｚｎ：０．０００５〜０．５％、Ｓｎ：０．００５〜２．０％、Ｃｕ：０．０１〜２．０％、Ｂｉ：０．００５〜０．５％、Ｐｂ：０．０１〜０．５％のうちの１種又は２種以上を含有することを特徴とする（１）又は（２）に記載の被削性に優れる鋼。
（４）（１）〜（３）のいずれかの項に記載の成分組成からなる鋼を、鋳造に際し、鋳片厚み方向Ｑ部における液相線温度から固相線温度までの範囲を１０〜１００℃／ｍｉｎの冷却速度で冷却することにより、抽出レプリカ法にて採取して透過型電子顕微鏡で観察するＭｎＳに関し、鋼材の圧延方向と平行な断面において円相当径にて０．１〜０．５μｍのものの存在密度が１０、０００個／ｍｍ^２以上にすることを特徴とする被削性に優れる鋼の製造方法。

以上説明したように、本発明は、鋼中のＭｎＳのサイズと分布を厳密に制御することにより、特に切削時の工具寿命と切削表面粗さ、および切削処理性の良好な被削性に優れる鋼を提供することが可能となる。

本発明は、鉛を添加することなく十分な被削性、特に良好な表面粗さを有する鋼を得るものであり、そのために、ＭｎＳを光学顕微鏡では確認し得ない寸法に制御し、その微細分散の程度を従来より大幅に向上させることで良好な表面粗さと工具寿命特性を得ることを見出したものである。
先ず、本発明で規定する鋼の成分組成の限定理由について説明する。なお、鋼の成分組成はいずれも質量％である。

Ｃは、鋼材の基本強度と鋼中の酸素量に関係するので被削性に大きな影響を及ぼす。Ｃを多量に添加して強度を高めると被削性を低下させるのでその上限を０．２％とした。一方、被削性を低下させる硬質酸化物生成を防止しつつ、凝固過程でのピンホール等の高温での固溶酸素の弊害を抑制するため、酸素量を適量に制御する必要がある。単純に吹錬によってＣ量を低減させすぎるとコストが嵩むだけでなく、鋼中酸素量が多量に残留してピンホール等の不具合の原因となる。従って、ピンホール等の不具合を容易に防止できるＣ量０．００５％を下限とした。

Ｍｎは、鋼中硫黄をＭｎＳとして固定・分散させるために必要である。また鋼中酸化物を軟質化させ、酸化物を無害化させるために必要である。その効果は添加するＳ量にも依存するが、０．３％以下では添加ＳをＭｎＳとして十分に固定できず、ＳがＦｅＳとなり脆くなる。Ｍｎ量が大きくなると素地の硬さが大きくなり被削性や冷間加工性が低下するので、３０％を上限とした。

Ｓは、Ｍｎと結合してＭｎＳ介在物として存在する。ＭｎＳは被削性を向上させるが、伸延したＭｎＳは鍛造時の異方性を生じる原因の一つである。大きなＭｎＳは避けるべきであるが、被削性向上の観点からは多量の添加が好ましい。従って、ＭｎＳを微細分散させることが好ましい。Ｐｂを添加しない場合の被削性向上には０．１％以上の添加が必要である。一方、１％を越えると粗大ＭｎＳの生成が避けられないだけでなく、ＦｅＳ等による鋳造特性、熱間変形特性の劣化から製造中に割れを生じるので、１％を上限とした。

次に、ＭｎＳの形態と、その分布において、円相当径にて０．１〜０．５μｍの存在密度が１０．０００個／ｍｍ^２以上と規定する理由について説明する。

ＭｎＳは被削性を向上させる介在物であり、微細に高密度で分散させることで被削性を著しく向上する。その効果を発揮するには、円相当径で０．１〜０．５μｍのＭｎＳの存在密度が１０、０００個／ｍｍ^２以上とすることが必要である。図３にＭｎＳ密度と表面粗さの関係を示した。通常ＭｎＳ分布は光学顕微鏡にて観察し、その寸法、密度を測定する。当該寸法のＭｎＳは光学顕微鏡での観察では確認することが不可能なものであり、レプリカ法による透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）ではじめて観察できる。光学顕微鏡観察での寸法、密度に差は無くてもレプリカ法によるＴＥＭ観察では明確な差が認められる寸法のＭｎＳであり、本発明ではこれを制御し、存在形態を数値化することにより従来技術との差別化を図るものである。

上述した寸法を超えたＭｎＳを１０、０００個／ｍｍ^２以上の密度で存在させるには、本発明の範囲を超えた多量のＳの添加を必要とするが、多量添加すると粗大ＭｎＳも多数存在する確率が高くなり、鍛造時の異方性の原因となる。本発明に規定する範囲のＳ添加量でＭｎＳがこの寸法を超えると、ＭｎＳの量が不足し、被削性向上に必要な密度を維持できなくなる。また、０．１μｍ以下のものは実質上被削性には影響を及ぼさない。従って、円相当径にて０．１〜０．５μｍのＭｎＳを主成分とする硫化物の存在密度が１０、０００個／ｍｍ^２以上存在することが必要である。このＭｎＳの寸法、密度を得るためには、冷却速度の制御の他、含有するＭｎとＳの比を１．５〜２．５にするとより効果的である。

なお、ＭｎＳとは、純粋なＭｎＳのみならず、ＭｎＳを主体に含み、Ｆｅ、Ｃａ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｍｇ、ＲＥＭ等の硫化物がＭｎＳと固溶したり結合して共存している介在物や、ＭｎＴｅのようにＳ以外の元素がＭｎと化合物を形成してＭｎＳと固溶・結合して共存している介在物や、酸化物を核として析出した上記介在物が含まれるものであり、化学式では、（Ｍｎ、Ｘ）（Ｓ、Ｙ）（ここで、Ｘ：Ｍｎ以外の硫化物形成元素、Ｙ：Ｓ以外でＭｎと結合する元素）として表記できるＭｎ硫化物系介在物を総称して言うものである。

Ｂは、ＢＮとして析出すると被削性向上に効果がある。これらの効果は０、０００５％未満では顕著でなく、０．０５０％を超えて添加するとＢＮが多く析出し、鋳造特性、熱間変形特性の劣化から製造中に疵が発生しやすくなる。そこで０．０００５〜０．０５０％を範囲とした。

本発明の被削性に優れる鋼は低炭快削鋼であり、Ｃ、Ｍｎ、Ｓ、Ｂ以外に、Ｓｉ：０．００３〜０．００９％、Ｐ：０．００１〜０．２％、ｔｏｔａｌ−Ｎ：０．００１〜０．０２％、ｔｏｔａｌ−Ｏ：０．０００５〜０．０３５％、Ａｌ：０．００１〜０．１％を含有させるものであり、また、必要に応じて、さらに、Ｃｒ：０．０１〜２．０％、Ｖ：０．０１〜１．０％、Ｎｂ：０．００５〜０．２％、Ｍｏ：０．０１〜１．０％、Ｗ：０．０５〜１．０％、Ｎｉ：０．０５〜２．０％、Ｔｉ：０．００５〜０．２％、Ｃａ：０．０００２〜０．０１％、Ｚｒ：０．０００５〜０．１％、Ｍｇ：０．０００３〜０．０１％、Ｔｅ：０．０００３〜０．２％、Ｚｎ：０．０００５〜０．５％、Ｓｎ：０．００５〜２．０％、Ｃｕ：０．０１〜２．０％、Ｂｉ：０．００５〜０．５％、Ｐｂ：０．０１〜０．５％のうちの１種又は２種以上を含有させてもよい。

次に、鋳造時の鋳片の冷却速度を、鋳片厚み方向Ｑ部における液相線温度から固相線温度までの範囲を１０〜１００℃／ｍｉｎに限定する理由について説明する。
なお、ここで、鋳片厚み方向Ｑ部とは、鋳片の横断面形状が方形の場合は、横断面において、鋳片幅の中央線上の、鋳片表面と鋳片中心の中間点、即ち鋳片厚みの１／４部をいい、鋳片の横断面形状が円形の場合は、横断面において、半径の中間点、即ち、直径の１／４部をいう。

ＭｎＳの微細分散は被削性向上に有効である。ＭｎＳを微細に分散させるにはＭｎＳの晶析出を制御する必要があり、その制御には冷却速度範囲を厳密に制御する必要がある。冷却速度が１０℃／ｍｉｎ以下では凝固が遅すぎて晶出したＭｎＳが粗大化してしまい、微細分散できなくなる。冷却速度が１００℃／ｍｉｎ以上では生成する微細ＭｎＳの密度は飽和し、鋼片の硬度が上昇し割れの発生する危険が増す。この冷却速度を得るには鋳型断面の大きさ、鋳込み速度、鋳込み速度等を適正な値に制御することで容易に得られる。これは連続鋳造法、造塊法共に適用可能である。

鋳片厚み方向Ｑ部における液相線温度から固相線温度までの範囲の冷却速度は、凝固後の鋳片厚み方向凝固組織の２次デンドライトアームの間隔から下記式により計算で求める。

ここでＲｃ：冷却速度（℃／ｍｉｎ）、λ２：２次デンドライトアームの間隔（μｍ）
つまり冷却条件により２次デンドライトアーム間隔が変化するので、これを測定することにより制御した冷却速度を確認した。

本発明の効果を実施例によって説明する。

表１、表２（表１のつづきの１）、表３（表１のつづきの２）、表４（表１のつづきの３）に示す供試材は一部は２７０ｔ転炉で溶製後、冷却速度が１０〜１００℃／ｍｉｎになるように鋳造した。ビレットに分塊圧延、さらにφ５０ｍｍに圧延した。他は２ｔ真空溶解炉にて溶製し、φ５０ｍｍに圧延した。このとき鋳型断面寸法を変えることにより鋳片の冷却速度を調整した。材料の被削性は表５に条件を示すドリル穿孔試験と表６に条件を示すプランジ切削によって評価し、ドリル穿孔試験は累積穴深さ１０００ｍｍまで切削可能な最高の切削速度（いわゆるＶＬ１０００、単位：ｍｍ／ｍｉｎ）で被削性を評価する方法である。プランジ切削は突切工具によって工具形状を転写して表面粗さを評価する方法である。その実験方法の概要を図４に示す。実験では２００溝加工した場合の表面粗さを表面粗さ計で測定した。１０点表面粗さＲｚ（単位：μｍ）を表面粗さを示す指標とした。

円相当径にて０．１〜０．５μｍの寸法のＭｎＳ密度の測定は、φ５０ｍｍ圧延後の圧延方向と平行な断面のＱ部より抽出レプリカ法にて採取して過型電子顕微鏡にて行った。測定は１０、０００倍で１視野８０μｍ^２を４０視野以上行い、それを１平方ミリメートル当たりのＭｎＳ数に換算して算出した。

図１に本発明例のＭｎＳのＴＥＭレプリカ写真を示す。図２に比較例のＭｎＳのＴＥＭレプリカ写真を示す。このように、光学顕微鏡レベルでは確認できないサイズのＭｎＳが、ＴＥＭレプリカの観察により、発明例と比較例では寸法、密度共に明確な差が見られる。

被削性では、発明例はいずれも比較例に対してドリル工具寿命に優れるとともに、プランジ切削における表面粗さが良好であった。特に表面粗さについては微細ＭｎＳの効果により非常に優れた値を得ることが出きた。

本発明による鋼のミクロ組織を示す図で、ＴＥＭレプリカ写真である。比較鋼のミクロ組織を示す図で、ＴＥＭレプリカ写真である。ＭｎＳ密度と表面粗さの関係を示す図である。プランジ切削方法を示す図である。

Claims

質量％で、
Ｃ：０．００５〜０．２％、
Ｓｉ：０．００３〜０．００９％、
Ｍｎ：０．３〜３．０％、
Ｐ：０．００１〜０．２％、
Ｓ：０．１〜１．０％、
ｔｏｔａｌ−Ｎ：０．００１〜０．０２％、
ｔｏｔａｌ−Ｏ：０．０００５〜０．０３５％、
Ａｌ：０．００１〜０．１％
を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、抽出レプリカ法にて採取して透過型電子顕微鏡で観察するＭｎＳに関し、鋼材の圧延方向と平行な断面において円相当径にて０．１〜０．５μｍのものの存在密度が１０、０００個／ｍｍ^２以上であることを特徴とする被削性に優れる鋼。
前記鋼が、質量％で、さらに、Ｂ：０．０００５〜０．０５％含むことを特徴とする請求項１記載の被削性に優れる鋼。
前記鋼が、質量％で、さらに、Ｃｒ：０．０１〜２．０％、Ｖ：０．０１〜１．０％、Ｎｂ：０．００５〜０．２％、Ｍｏ：０．０１〜１．０％、Ｗ：０．０５〜１．０％、Ｎｉ：０．０５〜２．０％、Ｔｉ：０．００５〜０．２％、Ｃａ：０．０００２〜０．０１％、Ｚｒ：０．０００５〜０．１％、Ｍｇ：０．０００３〜０．０１％、Ｔｅ：０．０００３〜０．２％、Ｚｎ：０．０００５〜０．５％、Ｓｎ：０．００５〜２．０％、Ｃｕ：０．０１〜２．０％、Ｂｉ：０．００５〜０．５％、Ｐｂ：０．０１〜０．５％のうちの１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１又は２に記載の被削性に優れる鋼。
請求項１〜３のいずれかの項に記載の成分組成からなる鋼を、鋳造に際し、鋳片厚み方向Ｑ部における液相線温度から固相線温度までの範囲を１０〜１００℃／ｍｉｎの冷却速度で冷却することにより、抽出レプリカ法にて採取して透過型電子顕微鏡で観察するＭｎＳに関し、鋼材の圧延方向と平行な断面において円相当径にて０．１〜０．５μｍのものの存在密度が１０、０００個／ｍｍ^２以上にすることを特徴とする被削性に優れる鋼の製造方法。