JP2017110285A - フェライト系快削ステンレス鋼及びその製造方法。 - Google Patents

フェライト系快削ステンレス鋼及びその製造方法。 Download PDF

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Abstract

【課題】 細径ドリルに対する被削性及び熱間加工性に優れるフェライト系快削ステンレス鋼の製造方法の提供。【解決手段】 質量％で、Ｃ：０．０１５％以下、Ｓｉ：０．０２〜０．６０％、Ｍｎ：０．２〜２．０％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｃｕ：１．５％以下、Ｎｉ：１．５％以下、Ｃｒ:１０．０〜２５．０％、Ｍｏ：２．０％以下、Ａl:０．３０〜２．５０％、Ｏ：０．００３０〜０．０４００％、Ｎ：０．０３５％以下、Ｓ：０．１０〜０．４５％を含むとともに、更に、Ｐｂ：０．０３〜０．４０％、Ｂｉ：０．０３〜０．４０％、及びＴｅ：０．０１〜０．１０％から選択される２種以上を含み、Ｃ、Ｎ、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ａｌの各元素の質量％に関し所定の関係を満たし、残部をＦｅ及び不可避的不純物とする成分組成の鋼をフェライト単相領域で熱間鍛造し、フェライト断面積率９５％以上の鋼を得ることを特徴とする。【選択図】 なし

Description

本発明は、フェライト系の快削ステンレス鋼及びその製造方法に関し、特に、細径ドリルに対する被削性及び熱間加工性に優れるフェライト系快削ステンレス鋼及びその製造方法に関する。
フェライト系快削ステンレス鋼は、被削性の向上のためにＳなどのいわゆる「快削元素」を添加されているが、一方で、その他の性質をも維持又は向上させるように成分設計のバランスがなされる。
例えば、特許文献１では、耐食性に優れるフェライト系快削ステンレス鋼として、質量％で、Ｃ：０．１％以下、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：２．０％以下、Ｃｒ：１９〜２５％及びＳ：０．２０〜０．３５％を含有する鋼を開示している。Ｃｒの含有量の下限値をより高く設定することで耐食性を向上させるとしている。一方でＣｒの過剰な添加は熱間加工性を劣化させてしまうためその上限値を規定している。
Ｃｒによりフェライト系快削ステンレス鋼としての耐食性を高め得る一方で、被削性が低下してしまうことがある。
特許文献２では、硫化物中のＣｒ量を調整することで、被削性を極端に低下させずに快削ステンレス鋼としての耐食性を向上させ得ることを述べている。かかる鋼として、質量％で、Ｃ：０．４０％以下、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：０．２０〜．０９０％、Ｓ：０．０５〜０．４０％、Ｃｒ：１０〜３０％を含有し、元素Ｍの質量％を［Ｍ］とすると、ｅｘｐ｛（１２＋０．１８［Ｃｒ］−３６［Ｓ］）／２２｝［Ｓ］≦［Ｍｎ］≦ｅｘｐ｛（３２＋０．１８［Ｃｒ］−３６［Ｓ］）／２２｝［Ｓ］を満たすものであるとしている。つまり、Ｍｎは硫化物の組成に重要な影響を与えるが、上式においてＭｎの含有量を最左辺よりも少なくすると、硫化物中のＣｒ濃度が高くなって被削性を低下させてしまう。一方、Ｍｎの含有量を最右辺よりも多くすると、硫化物中のＭｎ濃度が高くなって耐食性を低下させてしまうとともに、マトリクスを固溶強化させて熱間加工性を低下させてしまうとしている。
更に、特許文献３では、Ｐｂを含有させずに一般的な快削鋼と同等の被削性を有しながら耐食性にも優れるフェライト系快削ステンレス鋼として、体積％で、Ｃ：０．２００％以下、Ｓｉ：０．０１〜５．００％、Ｍｎ：０．０１〜５．００％、Ｎｉ：５．００％以下、Ｃｒ：７．５０〜３０．００％、Ｎ：０．０２７％以下、Ａｌ：０．３００％以下、Ｏ：０．００５０〜０．１０００％、及び、Ｂ：０．００２０〜０．１０００％を含み、Ｂ濃度に対するＯ濃度の比を０．６０〜２．５０とした鋼を開示している。一般に、フェライト系の快削ステンレス鋼では、被削性を維持する観点からＰｂを含有させずに代わりにＳの含有量を増加させるのであるが一方で耐食性を低下させてしまう。また、Ｓｅなどの他の被削性を向上させる元素の含有量を増加させると熱間加工性を低下させてしまう。そこで、同文献では、Ｂ及び酸素の量を調整し、Ｂの酸化物を鋼中に分散させることを提案している。すなわち、Ｂの酸化物はＰｂと同様に低融点であるため、切削時の熱でこれを溶融させて溶融脆化効果を得ることができて、Ｐｂ含有快削鋼と同等の被削性を得られるとしている。
特開平１１−１４０５９７号公報 特開２００６−０９７０３９号公報 特開２００８−２７４３６１号公報
一般的にＣｒを多く含むフェライト系のステンレス鋼は耐食性に優れることから精密部品に多用される。ここで、精密部品の製造のための例えば直径２ｍｍ以下といった細径のドリル加工では、ドリル径の２倍以上の穴深さを得ようとすると太径のドリル加工に比べて工具寿命が著しく低下し加工面の粗さを劣化させてしまう。そこで、面粗さの高さを要求される精密部品の加工、特に、ボールペンのペン先のような精密部品の加工では、より被削性の高い快削ステンレス鋼を用いて、細径ドリル加工性を良好にするとともに工具寿命を低下させないことが求められる。しかしながら、このような細径ドリル加工性を向上させるＳ、Ｓｅ、Ｐｂ、Ｂｉ、Ｔｅなどの元素をより多く含有させようとすると、被削性以外の性質、特に熱間加工性の低下により熱間鍛造が困難となる製造上の問題が生じるのである。
本発明はかかる状況に鑑みてなされたものであって、その目的とするところは、細径ドリルに対する被削性及び熱間加工性に優れるフェライト系快削ステンレス鋼及びその製造方法を提供することにある。
本発明によるフェライト系快削ステンレス鋼の製造方法は、質量％で、Ｃ：０．０１５％以下、Ｓｉ：０．０２〜０．６０％、Ｍｎ：０．２〜２．０％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｃｕ：１．５％以下、Ｎｉ：１．５％以下、Ｃｒ:１０．０〜２５．０％、Ｍｏ：２．０％以下、Ａl:０．３０〜２．５０％、Ｏ：０．００３０〜０．０４００％、Ｎ：０．０３５％以下、Ｓ：０．１０〜０．４５％を含むとともに、更に、Ｐｂ：０．０３〜０．４０％、Ｂｉ：０．０３〜０．４０％、及び、Ｔｅ：０．０１〜０．１０％から選択される２種以上を含み、且つ、 元素Ｍの質量％を［Ｍ］とすると、９００（［Ｃ］＋［Ｎ］）＋１７０［Ｓｉ］＋１２［Ｃｒ］＋３０［Ｍｏ］＋１０［Ａｌ］≦３００を満たし、残部をＦｅ及び不可避的不純物とする成分組成の鋼をフェライト単相領域で熱間鍛造し、フェライト断面積率９５％以上の鋼を得ることを特徴とする。
かかる発明によれば、細径ドリルに対する被削性に優れるフェライト系快削ステンレス鋼を高い製造性をもって与えるのである。
上記した発明において、（［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋１．５［Ｓｉ］＋４［Ａｌ］）／（［Ｎｉ］＋０．５［Ｍｎ］＋３０［Ｃ］＋３０［Ｎ］）≧７を更に満たすことを特徴としてもよい。かかる発明によれば、フェライト安定性を高めてフェライト単相温度領域を拡げることができるので、より高い製造性を得られるのである。
上記した発明において、前記鋼は、Ｂ：０．０００１〜０．００８０％、Ｍｇ：０．０００５〜０．０１００％、及び、Ｃａ：０．０００５〜０．０１００％から選択される１種又は２種以上を更に含有することを特徴としてもよい。かかる発明によれば、熱間加工性を向上させてより高い製造性を得られるのである。
本発明によるフェライト系快削ステンレス鋼は、フェライト系快削ステンレス鋼であって、質量％で、Ｃ：０．０１５％以下、Ｓｉ：０．０２〜０．６０％、Ｍｎ：０．２〜２．０％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｃｕ：１．５％以下、Ｎｉ：１．５％以下、Ｃｒ:１０．０〜２５．０％、Ｍｏ：２．０％以下、Ａl:０．３０〜２．５０％、Ｏ：０．００３０〜０．０４００％、Ｎ：０．０３５％以下、Ｓ：０．１０〜０．４５％を含むとともに、更に、Ｐｂ：０．０３〜０．４０％、Ｂｉ：０．０３〜０．４０％、及び、Ｔｅ：０．０１〜０．１０％から選択される２種以上を含み、且つ、元素Ｍの質量％を［Ｍ］とすると、９００（［Ｃ］＋［Ｎ］）＋１７０［Ｓｉ］＋１２［Ｃｒ］＋３０［Ｍｏ］＋１０［Ａｌ］≦３００を満たし、残部をＦｅ及び不可避的不純物とする成分組成からなるとともに、フェライト断面積率を９５％以上としたことを特徴とする。
かかる発明によれば、フェライト系快削ステンレス鋼として、細径ドリルに対する被削性を高め得るのである。
上記した発明において、（［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋１．５［Ｓｉ］＋４［Ａｌ］）／（［Ｎｉ］＋０．５［Ｍｎ］＋３０［Ｃ］＋３０［Ｎ］）≧７を更に満たすことを特徴としてもよい。かかる発明によれば、フェライト安定性を高めてフェライト単相温度領域を拡げて製造できるので、より高い製造性のフェライト系快削ステンレス鋼を与え得るのである。
上記した発明において、前記鋼は、Ｂ：０．０００１〜０．００８０％、Ｍｇ：０．０００５〜０．０１００％、及び、Ｃａ：０．０００５〜０．０１００％から選択される１種又は２種以上を更に含有することを特徴としてもよい。かかる発明によれば、熱間加工性を向上させてより高い製造性のフェライト系快削ステンレス鋼を与え得るのである。
実施例及び比較例の成分組成の図である。 実施例及び比較例の成分組成の図である。 実施例及び比較例の評価試験の結果を示す図である。 式１の値とビッカース硬さとの関係を示す図である。 実施例及び比較例のミクロ組織写真である。
本発明者は、細径ドリル加工性を良好にするとともにドリル工具寿命を低下させないようなより被削性の高い快削ステンレス鋼の成分組成についてまず検討した。
ここで、ドリル工具寿命に対しては、鋼のマトリクス強度を低下させ、ドリルのスラスト抵抗を低減させるとともにこれを安定化させることが考慮できる。これには、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｍｏなどの固溶強化元素の添加量を減少させればよいが、一方でこれらはフェライト相の安定化元素でもあるため、フェライト単相を維持出来る温度が低下してしまう。つまり、熱間鍛造温度域においてフェライト−オーステナイトの２相状態となり易く熱間加工性が低下し、熱間鍛造温度域を低くしようすると変形抵抗が大きくなってやはり熱間加工性が低下するのである。
次に、細径ドリル加工性に対しては、鋼のマトリクスを脆化させて切屑破砕性を向上させることが考慮できる。これには、Ｓｉ、Ｐ、Ｖなどの元素を添加すればよいが、他方、固溶強化によりドリル工具寿命を低下させてしまう。
そこで、本発明者は、ドリル工具寿命を低下させないよう固溶強化元素の添加量を減少させてマトリクス強度を低下させつつも、強力なフェライト安定化元素であるＡｌの含有量を高めてフェライトの相安定性を高めることに想到した。しかも、Ａｌの含有により、脆性−延性遷移温度を高温側にシフトさせることができて、これによりマトリクスを効果的に脆化させ、切屑破砕性を向上させて細径ドリル加工性を向上させ得る。さらにＡｌは、Ｓｉ、Ｖなどに比べて固溶強化量が小さく、マトリクスの強度上昇を抑制できてドリル工具寿命を低下させないのである。
そして、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｍｏなどの固溶強化元素の添加量を減少させてＡｌの含有量を高めた複数の成分組成のフェライト系快削ステンレス鋼において、マトリクス強度及びフェライト相の相安定性を予測する以下の式１及び式２の値を算出するとともに、熱間加工性や被削性の評価を行った。また、その結果に基づいて、熱間加工性を維持しつつ被削性を向上させ得るＡｌ及びその他の元素の含有量の範囲、及び式１の値（ＭＳ値）及び式２の値（ＦＳ値）の範囲を見出した。以下にこの評価試験の結果などを示す。
なお、式１及び式２については、元素Ｍの質量％を［Ｍ］とし、以下の通りである。

式１：ＭＳ＝９００（［Ｃ］＋［Ｎ］）＋１７０［Ｓｉ］＋１２［Ｃｒ］＋３０［Ｍｏ］＋１０［Ａｌ］

式２：ＦＳ＝（［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋１．５［Ｓｉ］＋４［Ａｌ］）／（［Ｎｉ］＋０．５［Ｍｎ］＋３０［Ｃ］＋３０［Ｎ］）

ここで、式１はマトリクス強度を予測する式であり固溶強化元素によるものである。また、式２は熱間鍛造温度域でのフェライト相の相安定性を予測する式であり、分子がフェライト安定化元素、分母がオーステナイト安定化元素によるものである。
評価試験では、図１及び図２の実施例１乃至２５及び比較例１乃至１６に示す成分組成の鋼塊１５０ｋｇをそれぞれ溶製し、熱間鍛造した後、一部を熱間鍛造まま材として後述する試験に供し、残りを熱間圧延して直径２０ｍｍの丸棒及び６０ｍｍ角の角材とした。さらに、焼鈍処理として、７４０〜８００℃の温度で４時間保持して空冷した。得られた丸棒及び角材からなる焼鈍材等を用いて、適宜、下記試験片を切り出してそれぞれ試験し結果を評価した。
［ビッカース硬さ］
焼鈍材から、溶製後の鋼塊時に「ｍｉｄｄｌｅ部」に相当する箇所において、ビッカース硬さを測定した。測定は５点で行い、その平均値を図３に示した。
［熱間加工性］
上記した熱間鍛造まま材からグリーブル試験片を採取して、高温での高速引張試験を行った。試験片の平行部はφ４．５ｍｍ×２０ｍｍＬ、つかみ部はＭ６×１０ｍｍＬとした。試験片は、１００秒で１１００℃まで昇温して６０秒保持後、それぞれ試験温度まで１０℃／ｓで変化させて６０秒保持し、５０．８ｍｍ／ｓの速度で引っ張り、破断させた。試験温度は９００℃から５０℃刻みで１２００℃までの７点とする。破断後、破断位置での絞り量を測定し、９００〜１２００℃での熱間加工性として、７点の試験温度の全てにおいて絞り量５０％以上となった場合を良好と評価して「Ａ」を、７点の試験温度のうちいずれかにおいて絞り量５０％未満となった場合を不良と評価して「Ｃ」を、それぞれ図３に示した。
［フェライト量］
上記した熱間鍛造まま材より、１５ｍｍ角×２ｍｍＴの板状試料を採取し、表面を鏡面研磨してエッチングし、２５℃においてミクロ組織観察を行った。かかるミクロ組織観察において、フェライト組織中に断面積率でマルテンサイト組織が５％以下のときを良好と評価して「Ａ」を、５％を越えるときに不良と評価して「Ｃ」を、それぞれ図３に示した。すなわち、マルテンサイト組織が形成されるのは、鋼塊溶製後の製造工程で最も高温度となる熱間鍛造時のフェライト−オーステナイトの２相状態に起因し、かかる２相状態は熱間加工性に悪影響を与えると評価しているのである。
［細径ドリル被削性］
細径ドリルに対する被削性を評価するため、ドリル工具寿命及び切屑破砕性を評価した。詳細には、焼鈍材に対して、φ１ｍｍのハイスドリルを用いて、送り０．０３ｍｍ／ｒｅｖ、切削速度７０ｍ／ｍｉｎとし、潤滑剤を用いずに穿孔を行ってドリル工具寿命を評価した。ドリルの折損なく４０００ｍｍを超えて穿孔の可能な場合を良好と評価して「Ａ」を、２０００〜４０００ｍｍの穿孔の可能な場合を可と評価して「Ｂ」を、２０００ｍｍ未満の場合を不良と評価して「Ｃ」を、それぞれ図３に示した。また、切屑破砕性は、切り屑を観察して８０％以上の切り屑が１又は２カール以内で分断されていれば良好と評価して「Ａ」を、３〜５カールで分断されていれば可と評価して「Ｂ」を、６カール以上連続していれば不良と評価して「Ｃ」を、それぞれ図３に示した。
次に、上記した実施例１乃至２５及び比較例１乃至１６のビッカース硬さ、熱間加工性、フェライト量、ドリル工具寿命、切り屑の破砕性のそれぞれの結果について、図３に基づいて説明する。
実施例１乃至２５は、ビッカース硬さが１３１〜１６９ＨＶの範囲内であり、いずれの実施例においてもマトリクス強度を低下せしめ、被削性の向上に寄与していると考えられる。また、ドリル工具寿命及び切屑破砕性のいずれにおいても良好（Ａ）又は可（Ｂ）の評価を得ている。また、フェライト量の評価はいずれも良好（Ａ）であり、熱間鍛造においてフェライト単相を維持できたと考えられる。また、熱間加工性の評価においていずれも良好（Ａ）であった通り、この試験温度において高い熱間加工性を維持できている。すなわち、実施例１乃至２５によれば熱間加工性を維持しつつ被削性を向上させることができた。また、マトリクス強度を予測する式１の値（ＭＳ値）は１８８〜２８７であった。さらに、熱間鍛造温度域でのフェライト相の相安定性を予測する式２の値（ＦＳ値）は８．２〜２７．５であった。
なお、ドリル工具寿命において、良好（Ａ）の評価を得た実施例に比べ、可（Ｂ）の評価だった実施例３、４、６、１１〜１６、２０〜２２、２５はいずれもＭＳ値が大きく、２３５以上であった。また、切屑破砕性において、良好（Ａ）の評価を得た実施例に比べ、可（Ｂ）の評価だった実施例２及び１２はＡｌの含有量が０．３１質量％と少なくなっている。
一方、比較例１は、代表的なフェライト系快削ステンレス鋼であるＳＵＳ４３０Ｆに相当する成分組成であるが、実施例に比べてＣの含有量が０．０４４質量％と多くなっており、実施例に比べてＭＳ値が３１６と大きくなっている。つまり、マトリクス強度が高くなっているものと予測された。さらに、Ｐｂ、Ｂｉ及びＴｅのいずれも添加されておらず、ドリル工具寿命及び切屑破砕性の評価をいずれも不良（Ｃ）としたことからも判るように被削性に劣る。また、ＦＳ値が５．４と上記した実施例よりも小さく、熱間鍛造温度域でのフェライト相の相安定性に劣ると予測され、熱間加工性の評価こそ良好（Ａ）であったが、フェライト量の評価では不良（Ｃ）であった。
比較例２は、実施例に比べてＣの含有量が０．０３９質量％と多くなっており、ＦＳ値が５．９と実施例に比べて小さくなったように、熱間鍛造温度域でフェライト相の相安定性に劣ると予測され、フェライト量の評価では不良（Ｃ）であった。また、熱間加工性の評価でも不良（Ｃ）であり、実際に加工不可能であった。そのため、細径ドリル被削性の評価を行っていない。
比較例３は、実施例に比べてＳｉの含有量が１．２２質量％と多くなっており、ＭＳ値が４０４と実施例に比べて大きくなり、マトリクス強度を高くしているものと予測された。細径ドリルでの切削加工時のスラスト抵抗が大きくなったものと思われ、ドリル工具寿命で不良（Ｃ）の評価であった。
比較例４は、実施例に比べてＳの含有量が０．０２質量％と少なくなっており、ドリル工具寿命、切屑破砕性において不良（Ｃ）の評価であるように、被削性に劣る。
比較例５は、実施例に比べてＳの含有量を０．５８質量％と多くなっており、熱間加工性の評価で不良（Ｃ）であり、実際に加工不可能であった。そのため、細径ドリル被削性の評価を行っていない。
比較例６は、実施例に比べてＮｉの含有量が２．２質量％と多くなっており、ＦＳ値が４．６と実施例に比べて小さくなり、熱間鍛造温度域でのフェライト相の相安定性に劣ると予測され、フェライト量の評価では不良（Ｃ）であった。また、熱間加工性の評価でも不良（Ｃ）であり、実際に加工不可能であった。そのため、細径ドリル被削性の評価を行っていない。
比較例７は、実施例に比べてＭｏの含有量が２．２質量％と多くなっており、ＭＳ値が３１３と実施例に比べて大きくなり、マトリクス強度を高くしているものと予測された。切屑破砕性の評価では可（Ｂ）であったものの、ドリル工具寿命の評価で不良（Ｃ）であり、スラスト抵抗を大きくしてしまったものと考えられる。
比較例８は、実施例に比べてＡｌの含有量が０．０３質量％と少なくなっており、ＦＳ値が６．２と実施例に比べて小さくなり、熱間鍛造温度域でフェライト相の相安定性に劣ると予測され、フェライト量の評価では不良（Ｃ）であった。また、熱間加工性の評価でも不良（Ｃ）であり、実際に加工不可能であった。そのため、細径ドリル被削性の評価を行っていない。
比較例９は、実施例に比べてＯの含有量が０．００２５質量％と少なくなっており、Ｓ系介在物を針状としてしまったものと考えられ、ドリル工具寿命の評価で不良（Ｃ）であった。
比較例１０は、実施例に比べてＰｂの含有量が０．４５質量％と多くなっており、熱間加工性の評価で不良（Ｃ）であったように、実際に加工不可能であった。そのため、細径ドリル被削性の評価を行っていない。
比較例１１は、実施例に比べてＢｉの含有量が０．４１質量％と多くなっており、熱間加工性の評価で不良（Ｃ）であったように、実際に加工不可能であった。そのため、細径ドリル被削性の評価を行っていない。
比較例１２は、実施例に比べてＡｌの含有量が０．０３質量％と少なくなっており、代わりにＮｂを０．３５質量％含有させている。Ｎｂの含有により熱間鍛造温度域でのフェライト相の相安定性が確保されるものの、炭窒化物の微細分散による結晶粒の微細化や固溶強化によりマトリクス強度が高くなってしまったものと考えられる。ドリル工具寿命の評価では不良（Ｃ）であり、スラスト抵抗を大きくしてしまったものと考えられる。また、切屑破砕性の評価も不良（Ｃ）であり、マトリクスの脆化の効果についてＮｂはＡｌに劣ると考えられる。
比較例１３は、実施例に比べてＡｌの含有量が０．０１質量％と少なくなっており、代わりにＴｉを０．３１質量％含有させている。Ｔｉの含有により熱間鍛造温度域でのフェライト相の相安定性が確保されるものの、炭窒化物の微細分散による結晶粒の微細化や固溶強化によりマトリクス強度が高くなってしまったものと考えられる。ドリル工具寿命の評価では不良（Ｃ）であり、スラスト抵抗を大きくしてしまったものと考えられる。また、切屑破砕性の評価も不良（Ｃ）であり、マトリクスの脆化の効果についてＴｉはＡｌに劣ると考えられる。
比較例１４は、実施例に比べてＡｌの含有量が０．０２質量％と少なくなっており、代わりにＶを０．３２質量％含有させている。Ｖの含有により熱間鍛造温度域でのフェライト相の相安定性が確保されるものの、炭窒化物の微細分散による結晶粒の微細化や固溶強化によりマトリクス強度が高くなってしまったものと考えられる。ドリル工具寿命の評価では不良（Ｃ）であり、スラスト抵抗を大きくしてしまったものと考えられる。また、切屑破砕性の評価も不良（Ｃ）であり、マトリクスの脆化の効果についてＶはＡｌに劣ると考えられる。
比較例１５は、成分組成を上記した実施例とほぼ同等とするものの、ＭＳ値が３２９と実施例に比べて大きくなり、マトリクス強度が高くなっているものと予測された。切屑破砕性の評価では可（Ｂ）であったものの、ドリル工具寿命の評価で不良（Ｃ）であり、スラスト抵抗を大きくしてしまったものと考えられる。
比較例１６は、成分組成を上記した実施例とほぼ同等とするものの、ＦＳ値が６．１と実施例に比べて小さくなり、熱間鍛造温度域でフェライト相の相安定性に劣ると予測され、フェライト量の評価では不良（Ｃ）であった。また、熱間加工性の評価でも不良（Ｃ）であり、実際に加工不可能であった。そのため、細径ドリル被削性の評価を行っていない。
以上の結果と他のいくつかの同様の試験結果に基づき、上記した実施例と同等の成分組成の鋼において、必要とされる細径ドリル被削性を得るためのマトリクス強度を予測する式１の値（ＭＳ値）を３００以下と定めた。なお、ＭＳ値は、上記した実施例のドリル工具寿命の評価から、好ましくは２３０以下である。
ここで、図４にＭＳ値（式１の値）とビッカース硬さとの関係を示した。ビッカース硬さは、マトリクス強度に影響を及ぼす主要ファクターであるため、実施例１〜２５、比較例１〜１１、１５及び１６のようにＭＳ値と一定の相関があった。このように、本発明の合金系において、ＭＳ値によりマトリクス強度を予測できる。なお、比較例１２、１３、１４は、それぞれＮｂ、Ｔｉ、Ｖを含有しており、本発明とは異なる合金系である。そのため、上記した式１ではマトリクス強度を予測できず、実施例及び他の比較例の相関とは異なる。すなわち、本発明に係るフェライト系快削ステンレス鋼は、不可避的不純物レベルで含有される場合を除いて、Ｎｂ、Ｔｉ及びＶを含まない。ここで、各元素の不可避的不純物レベルとは、質量％で、Ｎｂ≦０．０５％、Ｔｉ≦０．０５％、Ｖ≦０．０５％である。また、比較例１５のように、実施例とほぼ同等の成分組成であっても、ＭＳ値を３００より大きくしてしまうと、マトリクス強度を高くしてしまうと予測され、結果として、比較例１５ではビッカース硬さも高く、必要とされる細径ドリル被削性を得られなかった。
また、熱間加工性を維持するためには、上記したように、フェライト単相領域で熱間鍛造を行うことを必要とする。そのためにフェライト相の好ましい相安定性とするための式２の値（ＦＳ値）を７以上と定めた。すなわち、ＦＳ値を７以上とすることで、フェライト相の相安定性を高めてフェライト単相温度領域の上限温度を上昇させ、フェライト単相温度領域での鍛造を容易とするのである。
また、図５に実施例１３及び比較例１６の２５℃におけるミクロ組織を示した。実施例１３は代表的な実施例の組織を示しており、２５℃におけるフェライト断面積率を９５％以上とする組織を呈する。つまり、フェライト単相領域で熱間鍛造をできたと推定される。なお、本発明に係るフェライト系快削ステンレス鋼は、２５℃におけるフェライト断面積率を９５％以上とする組織であればよく、断面積率５％未満であれば他の相を含んでいてもよい。一方、比較例１６では、実施例とほぼ同等の成分組成であっても、ＦＳ値（式２の値）が７未満となっており、熱間鍛造温度域でのフェライト相の相安定性に劣ると予測された。そして、ミクロ組織ではマルテンサイトが多く観察され、実施例と同条件の熱間鍛造を行ったにもかかわらず熱間鍛造時にはフェライト−オーステナイトの２相状態になっていたものと考えられる。
ところで、上記した評価試験とほぼ同等の熱間加工性及び被削性を与え得る合金の組成範囲は以下のように定められる。
Ｃは、代表的な固溶強化元素であり、マトリクス強度を上昇させ被削性を低下させ得る。そこで、Ｃは、質量％で、０．０１５％以下であり、好ましくは０．０１２％以下である。
Ｓｉは、脱酸剤として必要な元素である。一方、Ｓｉは代表的な固溶強化元素でもあり、過剰に添加するとマトリクス強度を上昇させ被削性を低下させる可能性がある。そこで、Ｓｉは、質量％で、０．０２〜０．６０％の範囲内、好ましくは０．０２〜０．４０％の範囲内である。
Ｍｎは、Ｓと化合物を生成し、被削性の向上に必要な元素である。また、Ｓの粒界偏析を抑制し熱間加工性を向上させる。一方、Ｍｎはオーステナイト安定化元素であり、過剰に添加すると熱間鍛造温度域でフェライト相を不安定にする。そこで、Ｍｎは、質量％で、０．２〜２．０％の範囲内である。
Ｐは、固溶強化元素であり、マトリクス強度を上昇させ被削性を低下させる可能性がある。そこで、Ｐは、質量％で、０．０５０％以下であり、好ましくは０．０４０％以下である。
Ｃｕは、オーステナイト安定化元素であり、熱間鍛造温度域でフェライト相を不安定にする。そこで、Ｃｕは、質量％で、１．５％以下である。
Ｎｉは、オーステナイト安定化元素であり、熱間鍛造温度域でフェライト相を不安定にする。そこで、Ｎｉは、質量％で、１．５％以下である。
Ｃｒは、耐食性を向上させるために必要な元素である。一方、Ｃｒは過剰に添加するとマトリクス強度を上昇させ、被削性を低下させる可能性がある。そこで、Ｃｒは、質量％で、１０．０〜２５．０％の範囲内、好ましくは１０．０〜１７．０％の範囲内である。
Ｍｏは、耐食性の向上に寄与する元素であり必要に応じて添加し得るが、代表的な固溶強化元素でもあり、マトリクス強度を上昇させ、被削性を低下させる可能性がある。そこで、Ｍｏは、質量％で、２．０％以下である。
Ａｌは、本発明において最も重要な元素である。Ａｌは脆性延性遷移温度を高温側にシフトさせ、マトリクスの脆化を促し切屑破砕性の向上に必要な元素である。また、鍛造温度域における強力なフェライト相の安定化元素であり、熱間加工性の維持に必要である。一方、Ａｌは過剰に添加すると鋼塊の冷却割れの要因となり製造性に悪影響を及ぼす可能性がある。そこで、Ａｌは、質量％で、０．３０〜２．５０％の範囲内、好ましくは０．３５〜２．５０％の範囲内である。
Ｏは、Ｓ系介在物の針状比を小さくするために必要な元素である。一方、Ｏは過剰に添加すると酸化物の生成を促し被削性を低下させてしまう。そこで、Ｏは、質量％で、０．００３０〜０．０４００％の範囲内である。
Ｎは、代表的な固溶強化元素でありマトリクス強度を上昇させ、また、硬質な窒化物を生成して被削性を低下させてしまう。そこで、Ｎは、質量％で、０．０３５％以下であり、好ましくは０．０２５％以下である。
Ｓは、硫化物を生成し被削性の向上に必要な元素である。一方、Ｓは過剰に添加すると熱間加工性を著しく悪化させてしまう。そこで、Ｓは、質量％で、０．１０〜０．４５％の範囲内、好ましくは０．１０〜０．４０％の範囲内である。
Ｐｂは、切削加工中の熱による溶融脆化作用により被削性の向上に寄与する元素である。一方、Ｐｂは過剰に添加すると熱間加工性を著しく悪化させてしまう。そこで、Ｐｂは、質量％で、０．０３〜０．４０％の範囲内であり、好ましくは０．０３〜０．３０％の範囲内である。
Ｂｉは、切削加工中の熱による溶融脆化作用により被削性の向上に寄与する元素である。一方、Ｂｉは過剰に添加すると熱間加工性を著しく悪化させてしまう。そこで、Ｂｉは、質量％で、０．０３〜０．４０％の範囲内であり、好ましくは０．０３〜０．３０％の範囲内である。
Ｔｅは、切削加工中の熱による溶融脆化作用と硫化物の針状比低下作用とにより被削性の向上に寄与する元素である。一方、Ｔｅは過剰に添加すると熱間加工性を著しく悪化させてしまう。そこで、Ｔｅは、質量％で、０．０１〜０．１０％の範囲内であり、好ましくは０．０１〜０．０８％の範囲内である。
なお、上記したＰｂ、Ｂｉ、Ｔｅは３種のうち２種以上を添加すればよい。また、以下では選択的に添加してもよい元素について説明する。
Ｂは、熱間加工性の確保に有効な元素である。一方、Ｂは過剰に添加すると却って熱間加工性を悪化させてしまう。そこで、Ｂは、質量％で、０．０００１〜０．００８０％の範囲内、好ましくは０．０００３〜０．００６０％の範囲内で含有させ得る。
Ｍｇは、熱間加工性の確保に有効な元素である。一方、Ｍｇは過剰に添加すると熱間加工性を向上させる効果を飽和させてしまう。そこで、Ｍｇは、質量％で、０．０００５〜０．０１００％の範囲内、好ましくは０．００１０〜０．０１００％の範囲内で含有させ得る。
Ｃａは、熱間加工性の確保に有効な元素である。一方、Ｃａは過剰に添加すると熱間加工性を向上させる効果を飽和させてしまう。そこで、Ｃａは、質量％で、０．０００５〜０．０１００％の範囲内、好ましくは０．００１０〜０．０１００％の範囲内で含有させ得る。
ここまで本発明による代表的実施例について説明したが、本発明は必ずしもこれらに限定されるものではない。当業者であれば、添付した特許請求の範囲を逸脱することなく、種々の代替実施例及び改変例を見出すことができるだろう。

Claims (6)

  1. フェライト系快削ステンレス鋼の製造方法であって、
    質量％で、
    Ｃ：０．０１５％以下、
    Ｓｉ：０．０２〜０．６０％、
    Ｍｎ：０．２〜２．０％、
    Ｐ：０．０５０％以下、
    Ｃｕ：１．５％以下、
    Ｎｉ：１．５％以下、
    Ｃｒ:１０．０〜２５．０％、
    Ｍｏ：２．０％以下、
    Ａl:０．３０〜２．５０％、
    Ｏ：０．００３０〜０．０４００％、
    Ｎ：０．０３５％以下、
    Ｓ：０．１０〜０．４５％を含むとともに、
    更に、
    Ｐｂ：０．０３〜０．４０％、
    Ｂｉ：０．０３〜０．４０％、及び、
    Ｔｅ：０．０１〜０．１０％から選択される２種以上を含み、且つ、
    元素Ｍの質量％を［Ｍ］とすると、
    ９００（［Ｃ］＋［Ｎ］）＋１７０［Ｓｉ］＋１２［Ｃｒ］＋３０［Ｍｏ］＋１０［Ａｌ］≦３００を満たし、残部をＦｅ及び不可避的不純物とする成分組成の鋼をフェライト単相領域で熱間鍛造し、フェライト断面積率９５％以上の鋼を得ることを特徴とするフェライト系快削ステンレス鋼の製造方法。
  2. （［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋１．５［Ｓｉ］＋４［Ａｌ］）／（［Ｎｉ］＋０．５［Ｍｎ］＋３０［Ｃ］＋３０［Ｎ］）≧７を更に満たすことを特徴とする請求項１記載のフェライト系快削ステンレス鋼の製造方法。
  3. 前記鋼は、
    Ｂ：０．０００１〜０．００８０％、
    Ｍｇ：０．０００５〜０．０１００％、及び、
    Ｃａ：０．０００５〜０．０１００％
    から選択される１種又は２種以上を更に含有することを特徴とする請求項２記載のフェライト系快削ステンレス鋼の製造方法。
  4. フェライト系快削ステンレス鋼であって、
    質量％で、
    Ｃ：０．０１５％以下、
    Ｓｉ：０．０２〜０．６０％、
    Ｍｎ：０．２〜２．０％、
    Ｐ：０．０５０％以下、
    Ｃｕ：１．５％以下、
    Ｎｉ：１．５％以下、
    Ｃｒ:１０．０〜２５．０％、
    Ｍｏ：２．０％以下、
    Ａl:０．３０〜２．５０％、
    Ｏ：０．００３０〜０．０４００％、
    Ｎ：０．０３５％以下、
    Ｓ：０．１０〜０．４５％を含むとともに、
    更に、
    Ｐｂ：０．０３〜０．４０％、
    Ｂｉ：０．０３〜０．４０％、及び、
    Ｔｅ：０．０１〜０．１０％から選択される２種以上を含み、且つ、
    元素Ｍの質量％を［Ｍ］とすると、
    ９００（［Ｃ］＋［Ｎ］）＋１７０［Ｓｉ］＋１２［Ｃｒ］＋３０［Ｍｏ］＋１０［Ａｌ］≦３００を満たし、残部をＦｅ及び不可避的不純物とする成分組成からなるとともに、
    フェライト断面積率を９５％以上としたことを特徴とするフェライト系快削ステンレス鋼。
  5. （［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋１．５［Ｓｉ］＋４［Ａｌ］）／（［Ｎｉ］＋０．５［Ｍｎ］＋３０［Ｃ］＋３０［Ｎ］）≧７を更に満たすことを特徴とする請求項４記載のフェライト系快削ステンレス鋼。
  6. 前記鋼は、
    Ｂ：０．０００１〜０．００８０％、
    Ｍｇ：０．０００５〜０．０１００％、及び、
    Ｃａ：０．０００５〜０．０１００％
    から選択される１種又は２種以上を更に含有することを特徴とする請求項５記載のフェライト系快削ステンレス鋼。
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