JP2014040645A - 快削鉄系形状記憶合金 - Google Patents

Abstract

【課題】 従来では切削加工が困難なため、使用用途が限定されていた形状記憶合金材料に快削性付与剤を添加し、形状記憶特性を劣化することなしに切削性を向上する。
【解決手段】 溶融した高Ｍｎ鉄系形状記憶合金にＢ及びＮを添加し、凝固後、塑性加工及び熱処理を施して、形状記憶合金中に微細なｈ−ＢＮ粒子を均一に分散析出させ、切削加工性が向上した高Ｍｎ鉄系形状記憶合金を製造する。
【選択図】図２

Description

本発明は、快削性を有する鉄系形状記憶合金に関する。更に詳しくは、質量％（以下、％はすべて質量％を示す）で１５〜４０％のＭｎを含む高Ｍｎ鉄系形状記憶合金に六方晶窒化ホウ素（ｈ−ＢＮ）を分散析出することにより、切削性を付与した鉄系形状記憶合金に関する。

従来の鉄系形状記憶合金としては、Ｆｅ−Ｐｔ系、Ｆｅ−Ｐｄ系、Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃ系、Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｏ−Ｔｉ系、Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｏ−Ａｌ系、Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ系、Ｆｅ−Ｍｎ−Ａｌ−Ｎｉ系等の合金がこれまで報告されている（非特許文献１）。いずれも、原子の拡散を伴わないせん断変位による固相変態（マルテンサイト変態）が形状記憶効果の発現に重要な影響を及ぼしている。なかでも、Ｍｎを主成分とし、高価な元素の添加量を抑制したＦｅ−Ｍｎ−Ｓｉ系合金については、低コスト鉄系形状記憶合金として成分組成の検討が精力的に行われている。これまで耐食性向上のためにＣｒを添加した合金など特性向上のために各種元素を添加した合金が開発されている（特許文献１−４）。

鉄系形状記憶合金の用途としては、パイプ用継手、三重管ノズル、軽量自転車のフレーム締結部材、軸受け用バックメタル、天井クレーンレール用継目板など、幅広い応用が図られている。実際に、施工スペースが狭い天井クレーンレール設置個所において継手部分を加熱するのみで締結が完了するという長所を利用して、Ｆｅ−２８％Ｍｎ−６％Ｓｉ−５％Ｃｒ合金がクレーンレール用継目板として実用化されている。

鉄系形状記憶合金は、室温では準安定なオーステナイト相として存在するが、外部からの応力が加えられて変形する場合に、一定限度以内の変形に対してはすべり変形に優先して応力誘起マルテンサイト変態が進行し、変形後一定の温度以上への加熱が行われると逆変態して、母相でありその温度での安定相であるオーステナイトに復元する。このマルテンサイト変態−逆変態の機構が本合金の形状記憶効果を発現させている。

Ｆｅ−Ｍｎ―Ｓｉ系などの高Ｍｎ鉄系形状記憶合金を室温でオーステナイト相とするためにはオーステナイト相安定化元素のＭｎを多量に添加する必要がある。しかしながら、多量のＭｎを含有すると材料に応力が負荷された部分で、上記のようにマルテンサイト化が進行し、材料の硬度が大きく上昇する。このため、高Ｍｎ鉄系形状記憶合金素材から、切削加工を施して所望の形状の部材に加工する場合には、切削工具の摩耗による加工効率の低下、工具損耗による価格の上昇といった大きな経済的問題点が生じる。

一方、難切削加工材としてのオーステナイト系ステンレス鋼が、Ｂ及びＮの含有量と熱処理を制御し微細な球状のｈ−ＢＮが分散析出することで、ステンレス鋼の耐食性を劣化することなく切削性が改善されることが、発明者らにより開示されている(特許文献５−６)。しかしながら、この開示された切削性改善の条件、例えば、Ｂ及びＮの含有量や熱処理条件は、同じオーステナイト相を持つ鋼組織ではあっても、成分組成がＦｅ−１８％Ｃｒ−８％Ｎｉであるステンレス鋼に対してのものである。それゆえ、実用鉄系形状記憶合金であるＦｅ−２８％Ｍｎ−６％Ｓｉ−５％Ｃｒのような高Ｍｎ成分組成を持つ鋼に関しては、そもそも高Ｍｎ成分組成の鋼中にｈ−ＢＮを分散析出させることが可能なのか、更に、分散析出したとしても切削性が改善するのか、といった基本的な点についても全く開示も示唆もされていない状況である。また、ｈ−ＢＮを分散析出することが、形状記憶特性に影響を及ぼすかどうかも全く不明である。

特開昭61-076647号公報 特開平04-365837号公報 特開昭61-201761号公報 特開2004-292896号公報 国際出願WO2008/016158号公報 国際出願WO2012/014541号公報

丸山忠克、澤口孝宏；金属、vol.82(2012)、No.6、P.501-506

本発明は、従来切削性に問題を有している高濃度のＭｎを含有する鉄系形状記憶合金の切削性を改善することを目的とする。

本発明は、高濃度のＭｎを含有する鉄系形状記憶合金に、微細なｈ−ＢＮを均一に分散析出させることにより、切削性、特に旋盤切削（旋削）における切削抵抗の減少及び切屑処理性の向上を発現させたものである。

本発明の第１は、高Ｍｎ鉄系形状記憶合金であって、快削性付与剤として微細なｈ−ＢＮが均一に鋼中に析出物として分散していることを特徴とする快削高Ｍｎ鉄系形状記憶合金を提供する。

本発明の第２は、第１の発明の高Ｍｎ鉄系形状記憶合金であって、快削性付与剤である前記微細なｈ−ＢＮの粒径が２００ｎｍ以上、１０μｍ以下であることを特徴とする快削高Ｍｎ鉄系形状記憶合金を提供する。

本発明の第３は、第１又は第２の発明の快削高Ｍｎ鉄系形状記憶合金であって、前記快削高Ｍｎ鉄系形状記憶合金の成分組成が、１５〜４０質量％のＭｎ、３．５〜８質量％のＳｉ、１０質量％以下のＣｒ、０．００１〜０．１質量％のＢ、０．００１〜０．１質量％のＮを含有し、更に、３質量％以下のＣｕ、１０質量％以下のＮｉ、１０質量％以下のＣｏ、２質量％以下のＭｏ、１質量％以下のＣ、２質量％以下のＡｌの元素のうちのいずれか一種以上を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物であることを特徴とする快削高Ｍｎ鉄系形状記憶合金を提供する。

本発明の第４は、第３の発明の快削高Ｍｎ鉄系形状記憶合金であって、前記快削高Ｍｎ鉄系形状記憶合金のＢ／Ｎ（Ｂの添加量を原子％で表した値をＮの添加量を原子％で表した値で除した値（モル比））が０．１〜１．０の範囲であることを特徴とする快削高Ｍｎ鉄系形状記憶合金を提供する。

本発明の第５は、第１ないし第４のいずれかの発明の快削高Ｍｎ鉄系形状記憶合金であって、旋削加工時の切削速度が１０ｍ／ｍｉｎ以上１５０ｍ／ｍｉｎ以下の範囲において、切削抵抗合力が５００ＭＰａ以下であることを特徴とする快削高Ｍｎ鉄系形状記憶合金を提供する。

本発明の第６は、第１ないし第４のいずれかの発明の快削高Ｍｎ鉄系形状記憶合金であって、旋削速度が３３ｍ／ｍｉｎ以上の旋削時の切屑の長さが１０ｍｍ以下であることを特徴とする快削高Ｍｎ鉄系形状記憶合金を提供する。

分散するｈ−ＢＮの粒径は２００ｎｍから１０μｍの範囲であることが望ましい。粒径が２００ｎｍより小さい場合、快削性付与剤としての特性が発揮されず、切削性の改善が見られない。一方粒径が１０μｍより大きくなると粒子同士の間隔が大きくなりすぎるため、この場合も切削性の改善が見られない。

快削性付与成分であるＢ及びＮ以外の成分の限定理由については特許文献１〜４において公知であるが、以下に簡単に列挙する。
Ｍｎ：Ｍｎは鉄基合金においてオーステナイト（γ）相を安定化させるとともに、室温付近の加工で応力誘起マルテンサイト変態によってイプシロン（ε）マルテンサイト相を生じることで鉄基合金に形状記憶特性を付与する元素である。Ｍｎ量が重量％で１５％未満では室温付近の加工で形状記憶特性を示さないα’マルテンサイトが生成し、本合金の形状記憶特性が低下する。一方Ｍｎ量が４０％を超えるとγ相の安定度が著しく増加し、室温付近で加工を加えてもε相へのマルテンサイト変態が生じにくくなるため、本合金の形状記憶特性が低下する。更に、Ｍｎ量が４０％を超えると、合金を溶製する際にＭｎの蒸発が著しく、溶製が困難となる。

Ｓｉ：Ｓｉはネール点を低下させることでγ相からε相へのマルテンサイト変態を促進させ、本合金の形状記憶特性を向上させる元素であり、その効果は３．５％以上の添加によって得られる。一方Ｓｉ量が８％を超えると本合金の加工性や成形性が劣化するため、部材や製品の製造上の障害となる。

Ｃｒ：Ｃｒはγ相からε相へのマルテンサイト変態を促進させ、本合金の形状記憶特性を向上させる元素であり、更に本合金の耐食性や耐高温酸化性を向上させる元素である。しかし、Ｃｒ量が１０％を超えるとＳｉと低融点の金属間化合物を形成するため合金の溶製が困難となる。

Ｃｕ：Ｃｕは本合金の形状記憶特性を劣化させることなく耐食性や強度、延性を向上させる元素である。しかし、Ｃｕ量が３％を超えるとε相の生成を阻害し、本合金の形状記憶特性を劣化させる。

Ｎｉ：Ｎｉは本合金の形状記憶特性を劣化させることなく靭性を向上させる元素である。しかしＮｉ量が１０％を超えると本合金の熱間加工性を劣化させる。

Ｃｏ：Ｃｏは本合金の形状記憶特性や熱間加工性を向上させる元素である。しかしＣｏは高価であり１０％を超えて添加しても特性の向上は顕著ではないため、１０％を上限とする。

Ｍｏ：Ｍｏは本合金の形状記憶特性や耐熱性を向上させる元素である。しかしＭｏ量が２％を超えると本合金の形状記憶特性や熱間加工性を劣化させる。

Ｃ：Ｃは本合金の形状記憶特性を向上させる元素である。しかしＣ量が１％を超えると本合金の靭性を著しく劣化させる。

Ａｌ：Ａｌは脱酸剤として作用すると同時に本合金の形状記憶特性を向上させる元素である。しかし、Ａｌを２％を超えて添加しても特性の向上は顕著ではないため、２％を上限とする。

Ｂの濃度範囲は、０．００１％から０．１％の範囲であることが好ましい。より好ましくは、０．００２％から０．０５％の範囲で、最も好ましくは、０．００５％から０．０２％の範囲である。０．００１％以下では、h−ＢＮの生成が十分でなく、切削性の改善が見られない。０.１％を超えると、Ｂが粒界に析出し、切削性に悪影響を及ぼす。

Ｎの濃度範囲は、０．００１％から０．１％の範囲であることが好ましい。より好ましくは、０．００２％から０．０５％の範囲で、最も好ましくは、０．００５％から０．０２％の範囲である。０．００１％以下では、h−ＢＮの生成が十分でなく、切削性の改善が見られない。０.１％を超えると、Ｎの固溶が過大となり、合金自体が硬化し切削性に悪影響を及ぼす。

Ｂ/Ｎ（モル比）の範囲は、０．１〜１.０の範囲であることが好ましい。より好ましくは、０.２〜０．５の範囲である。０．１より過小である場合はｈ−ＢＮの生成が十分でなく、切削性の改善が見られない。１．０を越えると、Ｂの固溶が過大となり、合金自体が硬化し切削性に悪影響を及ぼす。

Ｂの添加は、通常の鋼溶製時のＢ添加と同様の方法で構わない。例えば、フェロボロン、金属ボロンの添加によって行う。
Ｎの添加は、雰囲気容器内で溶製する場合には、窒素雰囲気圧を調整することにより行う。開放溶解の場合には、Ｎ分圧を調整したＮ_２+Ａｒ混合ガスを湯面に吹き付けて行う。あるいは窒素含有化合物、例えば、フェロ窒化クロム、窒化鉄、窒化クロムなどの添加によってもかまわない。

本発明に拠るｈ−ＢＮが微細分散析出した快削鉄系形状記憶合金は、従来のｈ−ＢＮを含まない鉄系形状記憶合金に比較し、切削抵抗が低下し、工具摩耗が大幅に減少し、工具費用、工具交換時間が低減し、加工費及びエネルギーの低減化が図れ、更に切屑処理性も改善される。

発明材中のｈ−ＢＮの形態。 発明材と比較材の旋削試験における切削抵抗特性の比較。 発明材と比較材の旋削時に生じる切屑の比較。

<実施例>
表１に示す化学成分の鉄系形状記憶合金の商用板材(厚さ２２ｍｍ、幅８４ｍｍ)を溶解に適した寸法に切断し、２．１kｇを秤量し、コールドクルーシブル型浮揚溶解装置を用いて、０．０７ＭＰａの窒素雰囲気で１４５０℃で溶解し、溶け落ち後フェロボロン（ボロン含有量１９．７％）を５．５ｇ添加し、１０分間保持後、水冷るつぼ内で固化し、発明材インゴットとした。比較のため、フェロボロンを添加せずにアルゴン雰囲気中で溶解した比較材インゴットを溶製した。発明材及び比較材の化学成分の分析結果も合わせて表１に示す。

（数字は質量％を表す）

発明材、比較材のインゴットを、１１００℃で厚さ２０ｍｍ、幅４０ｍｍの板材に鍛造圧延し、９５０℃、１時間保持後、空冷の熱処理を施した。

図１は発明材中の析出物の生成・分布状態を示すＳＥＭ（走査電子顕微鏡）写真である。熱処理を施した後の試料から直径３．６ｍｍの丸棒を削り出し、この一部に切欠きをつけた後、この部分を折り曲げて破断しその破断面をＳＥＭで観察したものである。丸棒は破断面が圧延方向と平行かつ板面と垂直になるように採取している。図１の視野中には圧延方向（図１の水平方向）に数μｍ（１０μｍ以下）の長さに伸長した形状の介在物（幅数μｍ）がおよそ１０〜数十μｍの間隔で存在していることが観察された。同様の介在物の存在は図１に示した以外の多数の視野の観察においても確認されている。これらの介在物のうち、図１中に矢印で示したものについてＳＥＭに付属したＥＤＳ（エネルギー分散形Ｘ線分析）装置を用いて元素分析を行った結果、Ｂ及びＮのピークが観察されたことから、ｈ−ＢＮ粒子であると同定された。同様のｈ−ＢＮ粒子の存在は図１に示した以外の多数の視野の観察においても確認されている。

切削性の評価試験として、発明材及び比較材の板材から直径１００ｍｍの円筒状の試験片を切り出し、治具に取り付けた状態で旋削試験を行った。結果を図２及び表２に示した。切削試験の条件は、切り込み深さ１．０ｍｍ、工具の送り０．１ｍｍ／ｒｅｖ、工具材質Ｍ３０（チップブレーカ無し）、切削油は不使用とし、旋削速度が毎分１０〜１５０ｍの範囲での切削抵抗合力の測定値を示している。発明材の切削抵抗合力は最も高くなる旋削速度毎分１８ｍにおいても４７９ＭＰａという比較材に比べて１００ＭＰａ以上低い値を示すなど、試験したすべての旋削速度において比較材に比べて低い値を示した。特に毎分１８ｍ以下の低旋削速度において切削抵抗合力の低下が著しい。

図３に発明材及び比較材について毎分６１ｍの速度で旋削試験を行った際に生成した切屑の形状をしめす。発明材においては毎分３３ｍ以上の旋削速度において図３に示すような長さ１０ｍｍ以下の非常に細かく破断した処理性の高い切屑が生成した。一方比較材においては旋削試験を行った毎分１０ｍから毎分１５０ｍまでのすべての切削速度において図３に示すような長さが数十ｍｍを超えるコイル状の処理性の低い切屑が生成した。切削抵抗合力だけでなく、切削性の評価の一つである切屑処理性においても細かく破断した処理性の高い切屑が生成されるという発明材の優位性が示されている。

発明材及び比較材の形状回復ひずみを評価する目的で、それぞれの板材から引張方向が圧延方向になるように平行部の長さ３０ｍｍ、幅４ｍｍ、厚さ１ｍｍの板状引張試験片を採取した。試験片に約６％の塑性変形を加えた後３５０℃で１０分間加熱保持し形状回復を行った。試験片塑性変形後の長さと形状回復後の長さの変化を塑性変形後の長さで割った値を形状回復ひずみとした。長さ変化の測定は、試験片平行部に変形前に間隔１５ｍｍで２本の線を引いておき、変形後、形状回復後にこの間隔を測定することで行った。結果を表３に示す。発明材の形状回復ひずみは２．０５％とレール用継目板として使用する際に必要とされる２％以上の値を示している。今回の形状回復ひずみ測定に使用した材料は、通常形状回復ひずみの向上のために適用されるトレーニング処理が施されていない状態で２％以上の形状回復ひずみを示していることから、トレーニング処理を施した場合には発明材の形状回復ひずみは実用鉄系形状記憶合金として十分な値である３．５％以上まで増加すると考えられる。

本発明の快削性鉄系形状記憶合金材を使用することにより、従来では切削加工が困難なため、使用用途が限定されていた形状記憶合金材料が容易に切削加工できるようになり、より広範囲用途に適用可能となり、また、切削工具の長寿命化、切削のための消費エネルギー低減により経済的効果が増加し、より安価な鉄系形状記憶合金材料が提供できる。

Claims (6)

1. 高Ｍｎ鉄系形状記憶合金であって、快削性付与剤として微細なｈ−ＢＮが均一に鋼中に析出物として分散していることを特徴とする快削高Ｍｎ鉄系形状記憶合金。
   
2. 請求項１に記載の快削高Ｍｎ鉄系形状記憶合金であって、快削性付与剤の前記微細なｈ−ＢＮの粒径が、２００ｎｍ以上、１０μｍ以下であることを特徴とする快削高Ｍｎ鉄系形状記憶合金。
   
3. 請求項１又は２に記載の快削高Ｍｎ鉄系形状記憶合金であって、前記快削高Ｍｎ鉄系形状記憶合金の成分組成が、１５〜４０質量％のＭｎ、３．５〜８質量％のＳｉ、１０質量％以下のＣｒ、０．００１〜０．１質量％のＢ、０．００１〜０．１質量％のＮを含有し、更に、３質量％以下のＣｕ、１０質量％以下のＮｉ、１０質量％以下のＣｏ、２質量％以下のＭｏ、１質量％以下のＣ、２質量％以下のＡｌの元素のうちのいずれか一種以上を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物であることを特徴とする快削高Ｍｎ鉄系形状記憶合金。
   
4. 請求項３に記載の快削高Ｍｎ鉄系形状記憶合金であって、前記快削高Ｍｎ鉄系形状記憶合金のＢ／Ｎ（Ｂの添加量を原子％で表した値をＮの添加量を原子％で表した値で除した値（モル比））が０．１〜１．０の範囲であることを特徴とする快削高Ｍｎ鉄系形状記憶合金。
   
5. 請求項１ないし４のいずれかに記載の快削高Ｍｎ鉄系形状記憶合金であって、旋削加工時の切削速度が１０ｍ／ｍｉｎ以上１５０ｍ／ｍｉｎ以下の範囲において、切削抵抗合力が５００ＭＰａ以下であることを特徴とする快削高Ｍｎ鉄系形状記憶合金。
   
6. 請求項１ないし４のいずれかに記載の快削高Ｍｎ鉄系形状記憶合金であって、旋削速度が３３ｍ／ｍｉｎ以上の旋削時の切屑の長さが１０ｍｍ以下であることを特徴とする快削高Ｍｎ鉄系形状記憶合金。