JP4222112B2 - 高硫黄快削鋼 - Google Patents
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
この発明は高硫黄快削鋼に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
【特許文献１】
特開昭５６−１６６５３号公報
【特許文献２】
特開平１０−４６２９２号公報
【特許文献３】
特開昭６２−２５８９５５号公報
【特許文献４】
特開昭５４−１７５６７号公報
【特許文献５】
特開平９−４９０５３号公報
【特許文献６】
特開平１１−１７４３号公報
【特許文献７】
特開２００１−２６２２８０号公報
【特許文献８】
特開２００２−２４９８４８号公報
【特許文献９】
特開２０００−３１９７５３号公報
【０００３】
機械部品等の切削加工にて製造される部材の生産性を向上させるために、近年、快削鋼の用途が増大しつつある。鉄系材料の被削性向上元素としては、Ｓ、Ｐｂ、Ｓｅ、Ｂｉ、Ｔｅ、Ｃａなどが知られている。このうち、Ｐｂは、環境保護に対する関心が地球規模で高まりつつある近年では次第に敬遠されるようになっており、その使用を制限する機器や部品も多くなりつつある。そこで、Ｓを被削性向上元素の主体として用いた材料が、代替材料として考えられている（特許文献１〜特許文献４）。これらは、主にＭｎＳ系の介在物を生成させ、介在物に対する切屑形成時の応力集中効果や、工具と切屑間の潤滑作用により被削性や研削性を高めるようにしている。また、Ｓとともに相当量のＴｉ及びＣを添加し、Ｔｉ４Ｓ２Ｃ２系の介在物を分散形成して快削性を付与した鋼も提案されている（特許文献５〜特許文献７）。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、Ｓを快削性付与元素として用いる場合、Ｓ添加量が過剰になると、合金の耐食性、熱間加工性あるいは冷間加工性を劣化させる原因となるため、その添加量は一般に０．３質量％以下に留められている（例えば、特許文献１、特許文献３）。当然、Ｓ添加量が少ないことから、硫化物系介在物の形成量も不足しがちであり、被削性向上効果には一定の限界があった。また、ＭｎＳなどの硫化物は材料の鍛伸方向に延伸しやすく、材料強度の異方性化等を招く原因ともなっている。なお、特許文献３には、ＴｉとＳを複合添加して硫化物を球状化できることが開示されているが、Ｓ添加量が少ないため、被削性向上効果の向上に限界がある点については何ら変わりはない。
【０００５】
他方、特許文献８、特許文献９、特許文献２あるいは特許文献４のごとく、Ｓの含有量の上限を０．４質量％以上に高め、被削性をさらに向上させる提案もなされているが、前述の問題のほか、粗大な硫化物系介在物が形成されやすく、例えば酸洗処理後メッキして使用される材料等の場合、介在物の脱落により表面性状が悪化したり、また油圧部品など気密性が重視される用途等には適用が困難になったりする問題があった。
【０００６】
なお、特許文献８、特許文献９、特許文献２においては、被削性向上のため、鋼中のＳ含有量のほかＯ含有量も規定しているが、いずれもＯ含有量が不足すると硫化物が小型化し、切削に不向きなる主旨の記載がある。したがって、これら特許文献におけるＯ含有量の規定は、粗大な硫化物の形成を促進し、微細な硫化物の形成はなるべく抑制することに主眼が置かれていることが明白である。従って、被削性をさらに向上させる目的でＳ含有量を増大させようとした場合、粗大な硫化物の形成が過剰となり、上記の弊害が助長されることは必至となる。
【０００７】
一方、特許文献４〜特許文献７に開示されている、Ｔｉ炭硫化物を利用する快削鋼の場合、介在物がＭｎＳ等と比較すると硬質なため、ハイス工具等による切削加工では、工具寿命が低下しやすい欠点がある。
【０００８】
本発明の課題は、Ｓ含有率を高めつつも粗大な硫化物や硬質の炭硫化物の生成を抑制し、ひいては被削性が極めて良好で、かつ介在物の脱落による表面性状の悪化や気密性の低下、工具寿命の低下、さらには被削面の仕上げ精度悪化などの不具合も生じにくい高硫黄快削鋼を提供することにある。
【０００９】
【課題を解決するための手段及び作用・効果】
上記の課題を解決するために、本発明の高硫黄快削鋼は、
Ｃ：０．０３質量％以上０．２質量％以下；
Ｓ：０．４質量％以上１質量％以下；
Ｍｎ：０．５質量％以上３質量％以下；
Ｏ：０．００２５質量％以上０．０１５質量％以下；
Ｐ：０．０２質量％以上０．４質量％以下；
Ｓｉ：０．５質量％以下、を含有し、
［１］Ｔｉの含有量をＷTi（質量％）とし、酸素含有量をＷOとして、ＷTiが０．００６質量％以上０．０５０質量％以下であり、かつ、０．４≦ＷTi／ＷO≦４．５；
［２］Ａｌの含有量をＷAl（質量％）とし、酸素含有量をＷOとして、ＷAlが０．０００５質量％以上０．０１５質量％以下であり、かつ、ＷAl／ＷO≦１．０；
［３］Ｚｒの含有量をＷZr（質量％）とし、酸素含有量をＷOとして、ＷZrが０．０００５質量％以上０．０１５質量％以下であり、かつ、ＷZr／ＷO≦１．０；
にて表される組成条件［１］ないし［３］のいずれかを充足し、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなり、
鋼断面組織上にて観察される硫化物系介在物において、円換算直径にて定義された粒径が３μｍを超える硫化物系介在物を第一種介在物、同じく０．２５μｍ以上２μｍ以下の硫化物系介在物を第二種介在物とし、前記第一種介在物の前記鋼組織断面上での面積率をＳ (i) 、前記第二種介在物の前記鋼組織断面上での面積率をＳ (ii) として、
０．２≦Ｓ (i) ／［Ｓ (i) ＋Ｓ (ii) ］≦０．８５
を充足することを特徴とする。
【００１０】
上記本発明の高硫黄快削鋼においては、ＭｎとＳとを添加することにより、被削性を改善する硫化物系介在物（以下、「被削性向上介在物」ともいう）として、ＭｎＳ系介在物（Ｍｎに対しＣａ等の副成分が固溶しうるが、カチオン元素の主体（５０質量％以上）はＭｎである）を組織中に分散形成する。そして、Ｓは、従来の快削鋼よりも多い０．４質量％以上を添加する。本発明の高硫黄快削鋼において採用するＭｎ及びＳの組成域では、Ｔｉ、ＡｌないしＺｒに対するＯの相対含有量に応じて、ＭｎＳ系硫化物の組織形態が変化する。図２のＡに示すように、酸素相対含有量が過度に増加すると、比較的大粒径の球状のＭｎＳ系介在物（第一種介在物）の形成が主体的となる。他方、酸素相対含有量が減少すると、Ｃに示すように、微細なコロニー状のＭｎＳ系介在物（第二種介在物）の形成が主体的となる。Ａのごとく、第一種介在物が主体的となるのは、極端に大きな硫化物系介在物の形成が助長されるため、粗大介在物の脱落による表面性状の悪化や気密性の低下といった不具合につながるので好ましくない。また、切屑の破砕性が悪化する惧れもある。他方、Ｂのごとく、大粒径の第一種介在物がほとんど排除され、微細な第二種介在物がもっぱら形成されるような組織になると、切削加工を行なったときに被削面が荒れやすくなり、切削面の仕上げ精度を確保することが困難になることが判明した。その理由としては、微細な第二種介在物が被削性向上介在物の主体となっている場合、超硬合金や高速度工具鋼等で構成された切削工具に構成刃先を生じやすくなり、面荒れを起こしやすくなるものと考えられる。
【００１１】
そこで、本発明者らがさらに鋭意検討を重ねた結果、上記の範囲にＳ及びＭｎの含有率を設定し、かつ、上記［１］〜［３］のいずれかを充足するように、Ｔｉ、Ａｌ又はＺｒの含有量とＯ含有量とを調整することにより、図２のＢのごとく、比較的大粒径の第一種介在物と、微細な第二種介在物とが適度な比率にて混在形成れた組織が得られる。これにより、微細な硫化物系介在物を、上記第二種介在物の形で従来の快削鋼よりもはるかに多量に形成することができるので、被削性が劇的に向上する。また、粒径の大きい第一種介在物の相対的な形成量が減少することで、図２Ａのように第一種介在物のみが形成される場合と比較して、過度に粗大な介在物の形成確率が減少し、該介在物の脱落による表面性状の悪化や気密性の低下も生じにくい。さらに、粒径の大きい第一種介在物が適当な比率にて混在形成されることで、切削加工を行なったときに被削面が荒れが抑制され、切削面の仕上げ精度を向上させることができる。その理由としては、第一種介在物の混在により、第二種介在物が主体的な場合に生じやすかった構成刃先の形成が抑制されることが考えられる。
【００１２】
図３は、Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓ三元系における、代表的なＭｎ組成付近（Ｍｎ：１質量％）での断面状態図である。該状態図のＦｅリッチ側は、２液分離の溶解度線ＵＬ１を液相域に有する偏晶凝固系であることがわかる。この場合、Ｓ濃度が比較的高い組成域においては、偏晶凝固的な機構により、球状で大形のＭｎＳ系硫化物が凝固初期に生成しやすくなる。他方、Ｆｅ系マトリックスの要部が晶出し終わった凝固末期には、マトリックス粒間に残っているＳ濃度の高い残液が共晶的に凝固し、コロニー状の微細なＭｎＳ系硫化物を生成する。前者のＭｎＳ系硫化物が第一種介在物となり、後者のＭｎＳ系硫化物が第二種介在物となることは明らかである。そして、酸素相対含有量が増加した場合は、上記第一種化合物の生成を支配する偏晶凝固的な機構が促進され、酸素相対含有量が減少した場合は、偏晶凝固的な機構が抑制されるものと考えられる。
【００１３】
例えば、上記条件［１］に関していえば、特許文献３のごとくＴｉ含有量を単独で調整したり、あるいは特許文献８、特許文献９及び特許文献２のごとくＴｉを添加せずに、Ｏ含有量のみを調整するだけでは、硫化物の球状化を生ずるだけであったり、あるいは硫化物が却って粗大化することにつながる。従って、本発明のごとく、０．４質量％以上という多量のＳが添加される条件下では、粗大なＭｎＳ系介在物の生成が避け難く、微細なＭｎＳ系介在物が多量に形成された組織を得ることはできない。しかし、Ｔｉ含有量をＯ含有量とともに、条件［１］に示す特定の範囲内に調整して始めて、粗大なＭｎＳ系介在物の形成を抑制しつつ、微細なＭｎＳ系介在物を適度に混在させた組織が得られ、介在物脱落による表面性状の悪化や気密性の低下、及び被削面の面荒れ等を生ずることなく、被削性を大幅に向上させることが可能となるのである。条件［２］及び条件［３］についても同様である。なお、本発明においては、条件［１］〜［３］の２以上のものが同時に成立する組成を採用してもよい。
【００１４】
偏晶凝固的な機構におけるＭｎＳ系硫化物の形成過程は、共晶反応等が介在しない、液相中への硫化物の核発生・成長が主体的となる。具体的には、成長を阻害する固相が周囲に存在しないこともあって、比較的小さな過冷度で核発生・成長に移行でき、少数の核の周囲にて等方的にＭｎＳの成長が進行するので、球状の硫化物が比較的大きく成長し、かつ、その形成間隔はまばらである。該硫化物は、素材に加工が施されなければ、材料組織内に球状の第一種介在物として形状が保持される。鋼断面組織上にて観察される該第一種介在物は、図１のような円換算直径ｄeqにて定義された粒径が３μｍを超え、また、その形成間隔（断面組織上における、最近接の第一種介在物の重心間距離とする）の平均値も２０μｍ以上と比較的広い。なお、鍛造や圧延などの加工が施されると、その鍛伸方向に第一種介在物が延伸することがあるが、組織上にて観察される面積はそれほど変化しない。
【００１５】
一方、共晶的な凝固機構により生成する第二種介在物はより微細で、円換算直径にて定義された粒径は２μｍ以下であり、その形成間隔（断面組織上における、最近接の第一種介在物の重心間距離とする）の平均値も２μｍ未満と小さい。
【００１６】
例えば、鋼断面組織上にて観察される硫化物系介在物において、円換算直径にて定義された粒径が３μｍ以上の硫化物系介在物を第一種介在物、同じく０．２５μｍ以上２μｍ以下の硫化物系介在物を第二種介在物とし、として、それぞれ把握することができる。この場合、第一種介在物の鋼組織断面上での面積率をＳ(i)、前記第二種介在物の前記鋼組織断面上での面積率をＳ(ii)として、上記本発明の組成を採用することにより、
０．２≦Ｓ(i)／［Ｓ(i)＋Ｓ(ii)］≦０．８５
を充足させることができる。図４に示すように、Ｓ(i)／［Ｓ(i)＋Ｓ(ii)］が０．２未満では、切削加工を行なったときの被削面が荒れが顕著となり、切削面の仕上げ精度低下につながる。他方、Ｓ(i)／［Ｓ(i)＋Ｓ(ii)］が０．８５を超えると、過度に粗大な介在物の形成確率が増大し、該介在物の脱落による表面性状の悪化や気密性の低下につながる。また、介在物の総数が減少するために、切屑破砕性が悪化しやすくなる。なお、鋼組織断面に観察される粒径２５μｍを超える粗大な硫化物系介在物の、観察視野１ｍｍ２あたりの個数は、５０個未満となっているのがよく、望ましくは可及的に形成されないのがよい。
【００１７】
なお、（Ｔｉ，Ｚｒ）炭硫化物系の硬質介在物の形成を抑制し、ＭｎＳ系介在物が被削性向上介在物の主体となる組織をより確実に得るには、Ｔｉ及びＺｒの合計含有量をＷJ（質量％）とし、Ｓの含有率をＷSとして、ＷS／ＷJが４以上、より望ましくは６以上となっているのがよい。また、被削性向上効果を高めるためには、鋼組織断面に観察される粒径０．２５μｍ以上の硫化物系介在物（ＭｎＳ系介在物）の、観察視野１ｍｍ２あたりの個数が１００００個以上８００００個以下であることが望ましい。
【００１８】
以下、本発明における組成限定理由について説明する。
（１）Ｃ：０．０３質量％以上０．２質量％以下
Ｃは、鋼の強度向上を目的として添加される。Ｃ含有量が０．０３質量％未満では鋼の強度が不足することにつながる。他方、Ｃ含有量が０．２質量％を超えると鋼の硬度が増加しすぎ、被削性の低下を招くことにつながる。Ｃ含有量は、より望ましくは０．０５質量％以上０．１５質量％以下とするのがよい。
【００１９】
（２）Ｍｎ：０．５質量％以上３質量％以下
ＭｎはＳと結合し、ＭｎＳ系介在物を形成して被削性向上に寄与する。Ｍｎ含有量が０．５質量％未満では、ＦｅＳを生じて熱間加工性が悪化することにつながる。また、３質量％を超えると鋼の硬さが上昇し、被削性が低下することにつながる。Ｍｎ含有量は、より望ましくは１．０質量％以上２．５質量％以下とするのがよい。なお、Ｍｎ含有量をＷMn（質量％）とし、Ｓの含有率をＷSとして、ＷMn／ＷSは１．５以上５以下となっていることが望ましい。ＷMn／ＷSがこの範囲外になると、熱間加工性の劣化を招く場合がある。
【００２０】
（３）Ｓ：０．４質量％以上１質量％以下
ＳはＭｎと結合し、ＭｎＳ系介在物を形成して被削性向上に寄与する。既に説明した通り、０．４％質量％以上と、従来の硫黄快削鋼よりも大量に添加し、被削性をより改善する。Ｓ含有量が０．４質量％未満では、被削性を十分に向上させることができなくなる。また、１質量％を超えると熱間加工性が著しく悪化することにつながる。Ｓ含有量は、より望ましくは０．５質量％以上０．７５質量％以下とするのがよい。
【００２１】
（４）Ｏ：０．００２５質量％以上０．０１５質量％以下
後述の通り、Ｔｉ、ＡｌあるいはＺｒの少なくともいずれかとともに、含有量を制御することにより、多量に生ずるＭｎＳ系介在物の微細化組織制御に寄与する。ただし、Ｏ含有量が０．０１５質量％を超えると、Ｓ(i)／［Ｓ(i)＋Ｓ(ii)］を０．８５以下に維持することが困難となり、過度に粗大な介在物の形成確率が増大し、該介在物の脱落による表面性状の悪化や気密性の低下につながる。他方、Ｏ含有量が０．００２５質量％未満になると、ＭｎＳ系介在物の微細化が進みすぎてＳ(i)／［Ｓ(i)＋Ｓ(ii)］を０．２以上に維持することが困難となり、切削加工を行なったときの被削面が荒れが顕著となって、切削面の仕上げ精度低下につながる。
【００２２】
（５）Ｔｉ：０．００６質量％以上０．０５０質量％以下、かつ０．４≦ＷTi／ ＷO≦４．５（条件［１］採用時）
ＴｉはＯ含有率をコントロールし、ＭｎＳ系介在物の形態を制御する成分である。Ｔｉを０．０１〜０．１２％添加して、酸素レベルを適性値に制御することにより、硫化物を超微細に分散制御することができる。Ｔｉ含有率及びＷTi／ＷOの少なくともいずれかが下限未満になると、巨大なＭｎＳが生成しやすくなり、さらに、切り屑の破砕性も不足しがちとなって、連続切り屑を生じやすくなる。生じた切り屑が長くひげ状に伸びた連続切り屑の形で排出されると、これが被削材や工具に絡まり加工がスムーズに行えなくなる場合がある。また、Ｔｉ含有率が上限を超えると、ＭｎＳが微細になりすぎて、被削面の面粗度が悪化する。Ｔｉ含有率は、より望ましくは０．０１質量％以上０．０３質量％以下とするのがよく、ＷTi／ＷOは０．６以上３以下とするのがよい。
【００２３】
（６）Ａｌ：０．０００５質量％以上０．０１５質量％以下、かつＷAl／ ＷO≦１．０（条件［２］採用時）
ＡｌはＯ含有率をコントロールし、ＭｎＳ系介在物の形態を制御する成分である。Ａｌを０．００１〜０．０５質量％添加して、酸素レベルを適性値に制御することにより、硫化物を超微細に分散制御することができる。Ａｌ含有率及びＷAl／ＷOの少なくともいずれかが下限未満になると、巨大なＭｎＳが生成しやすくなり、さらに、切り屑の破砕性も不足しがちとなって、連続切り屑を生じやすくなる。また、Ａｌ含有率が上限を超えると、ＭｎＳが微細になりすぎて、被削面の面粗度が悪化する。Ａｌ含有率は、より望ましくは０．００１質量％以上０．０１質量％以下とするのがよく、ＷAl／ＷOは０．０５以上とするのがよい。
【００２４】
（７）Ｚｒ：０．０００５質量％以上０．０１５質量％以下、かつＷZr／ ＷO≦１．０（条件［３］採用時）
ＺｒはＯ含有率をコントロールし、ＭｎＳ系介在物の形態を制御する成分である。Ｚｒを０．００１〜０．０５質量％添加して、酸素レベルを適性値に制御することにより、硫化物を超微細に分散制御することができる。Ｚｒ含有率及びＷZr／ＷOの少なくともいずれかが下限未満になると、巨大なＭｎＳが生成しやすくなり、さらに、切り屑の破砕性も不足しがちとなって、連続切り屑を生じやすくなる。また、Ｚｒ含有率が上限を超えると、ＭｎＳが微細になりすぎて、被削面の面粗度が悪化する。Ｚｒ含有率は、より望ましくは０．００１質量％以上０．０１質量％以下とするのがよく、ＷZr／ＷOは０．０５以上とするのがよい。
【００２５】
なお、本発明においては、目的とするＭｎＳ形態を達成するためには、Ｏ濃度を正確に制御することが重要である。ＡｌやＺｒのような強脱酸元素を用いる場合には、その脱酸元素の非常に微量な濃度域での脱酸制御が必要となり、操業上のバラツキが大きくなること懸念がある。他方、ＳｉやＣｒ等の弱脱酸元素を用いることも考えられるが、目的とするＯ濃度を達成するためには、多量の添加が必要となり、マトリックスの性質への影響が大きくなる。こうした観点から、Ｏ濃度の制御成分としては、Ｔｉを用いることが、本発明において最も望ましいといえる。
【００２６】
以下、本発明の快削鋼に含有可能な他の成分の例と、その好ましい含有量について説明する。
（８）Ｐ：０．０２質量％以上０．４質量％以下
Ｐは、上記範囲で添加することにより被削性改善効果を有し、特に仕上げ面の粗さ改善に有効である。ただし、下限値未満では効果に乏しい。他方、Ｐを上記上限値を超えて添加すると、粒界に偏析して粒界腐食感受性を高めるほか、靭性の低下を招くこともある。Ｐ含有率は、より望ましくは０．０４質量％以上０．１質量％以下とするのがよい。
【００２７】
（９）Ｓｉ：０．５質量％以下
Ｓｉは、脱酸剤として含有させることができる。しかし、含有量が過大となると鋼の硬さが高くなり、被削性を低下させることにつながる。なお、本発明においては、脱酸制御を主にＴｉ、ＡｌあるいはＺｒに担わせるので、被削性向上の観点から、Ｓｉ含有量はより望ましくは０．１質量％以下とするのがよい。
【００２８】
（１０）本発明の快削鋼には、０．２質量％以下のＴｅ、０．２質量％以下のＳｅ、０．０２質量％以下のＣａ、０．０２質量％以下のＭｇ、０．０２質量％以下のＢａ、及び０．２質量％以下の希土類金属元素の、１種又は２種以上を合計で０．００１質量％以上含有させることができる。これにより、熱間加工時等において、ＭｎＳ系介在物が鍛伸方向に長く延伸することが抑制され、材料強度の異方性化（特に鍛伸方向と直角な向きの強度低下）を防ぐ上で有効となる。上記成分の合計含有量が下限値未満では効果に乏しく、各々上限値を超えて添加されると効果が飽和し、逆に熱間加工性が低下することがあるので、いずれも好ましくない。なお、希土類元素としては、放射活性の低い元素を主体的に用いることが取り扱い上容易であり、この観点において、Ｓｃ、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ及びＬｕから選ばれる１種又は２種以上を使用することが有効である。特に上記効果のより顕著な発現と価格上の観点から、軽希土類、特にＬａあるいはＣｅを使用することが望ましい。ただし、希土類分離過程等にて不可避的に残留する微量の放射性希土類元素（例えばＴｈやＵなど）が含有されていても差し支えない。また、原料コスト低減等の観点から、ミッシュメタルやジジムなど、非分離希土類を使用することもできる。
【００２９】
（１１）本発明の快削鋼には、０．２質量％以下のＢ、２質量％以下のＮｂ、１質量％以下のＶ、１質量％以下のＮ、２質量％以下のＣｕ、２質量％以下のＮｉ、２質量％以下のＣｒ、２質量％以下のＭｏ、０．６質量％以下のＳｎ、０．０６質量％以下のＡｓ及び０．０６質量％以下のＳｂの、１種又は２種以上を合計で０．００１質量％以上含有させることができる。これらの元素は、鋼のマトリックスを適度に脆くし、切削時に発生する切り屑を断続化して、ひげ状の連続切り屑となることを抑制する効果を有する。ただし、これらの元素の合計含有量が０．００１質量％未満では効果に乏しく、各々上限値を超えて添加されるとマトリックスが過度に硬化し、被削性が却って低下することがあるので好ましくない。
【００３０】
（１２）本発明の快削鋼には、ＰｂとＢｉとの一方又は双方を合計にて０．０１質量％以上下０．５質量％以下の範囲にて含有させることができる。これらの元素は被削性をさらに向上させる効果がある。ただし、本発明の快削鋼は高硫黄組成であり、ＭｎＳ系介在物が微細に分散した形で多量に形成されるので、これらの添加元素の補助がなくとも本来的に被削性は良好である。ただし、材料ロット内あるいはロット間のバラツキを考慮した場合、量産スケールでの被削性の安定化等を図る目的で添加することはもちろん可能である。なお、これらの元素の合計含有量が０．０１質量％未満では効果に乏しく、各々上限値を超えて添加されると熱間加工性を低下させるため好ましくない。なお、Ｐｂに関しては、環境への配慮から添加が好まれないこともある。しかし、本発明の快削鋼は、上記の通りＭｎＳ系介在物の多量形成により本来的に被削性が良好であり、Ｐｂ含有量が０．３質量％以下（０質量％を含む）であっても良好な被削性を確保でき、Ｐｂを含有しない（不純物として不可避的に混入する場合も、「含有しない」概念に属するものとする）組成を採用することも十分に可能である。
【００３１】
【実施例】
本発明の効果を確認するために、以下の実験を行った。
まず、表１（本発明実施例）及び表２（比較例）に示す成分組成（質量％）に配合した各々１５０ｋｇ鋼塊を高周波誘導炉にて溶製し、これを、１１００℃以上１２００℃以下の適当な温度で加熱して熱間鍛造を行なうことにより、外径５５ｍｍの丸棒に加工した（鍛造比：約８）。それら丸棒をさらに９５０℃で１時間加熱した後空冷（焼ならし処理）し、各試験に供した。
【００３２】
【表１】
【００３３】
【表２】
【００３４】
（組織観察及び介在物のキャラクタリゼーション）
丸棒試験片の軸直交断面を鏡面研磨した後、該研磨断面の半径の１／２の位置にて面積０．１ｍｍ２の視野をランダムに１０個設定して、各々光学顕微鏡により組織観察した（倍率：約４００倍）。そして、各視野の観察画像を解析することにより、粒径０．２５μｍ以上の介在物の個数（１ｍｍ２当たりの換算値）及び円換算直径による粒径を求めた。そして、該粒径が３μｍを超えるものを第一種介在物、２μｍ未満のものを第二種介在物として識別し、それぞれの面積をＳ(i)、Ｓ(ii)として求め、第一種介在物の相対面積率Ｓ(i)／（Ｓ(i)＋Ｓ(ii)）の値を算出した。なお、介在物は別途ＥＰＭＡとＸ線回折により分析を行っており、ＭｎＳ系の化合物であることを確認している。
【００３５】
上記の各試験品につき、以下の実験を行った。
１．被削面の粗さ評価
切削工具として超硬合金（ＪＩＳ：Ｋ１０）チップを用いてＮＣ旋盤により以下の条件で切削試験を行う：
・切削速度：１００ｍ／ｍｉｎ；
・一回転当りの切り込み量：０．３ｍｍ；
・一回転当りの送り量：０．０５０ｍｍ；
・切削油：水溶性。
そして、上記の切削後、切削面の最大高さＲmaxを、ＪＩＳＢ０６０１（１９９４）に規定された方法により測定した。
【００３６】
２．切り屑破砕性試験
切削工具として超硬合金（ＪＩＳ：Ｋ１０）チップを用いてＮＣ旋盤により以下の条件で切削試験を行う：
・切削速度：８０ｍ／ｍｉｎ、１００ｍ／ｍｉｎ及び１２０ｍ／ｍｉｎの３条件；
・一回転当りの切り込み量：０．３ｍｍ及び１．０ｍｍの２条件；
・一回転当りの送り量：０．０２５ｍｍ、０．０５０ｍｍ、０．１００ｍｍの３条件；
・切削油：水溶性。
そして、上記の切削速度３条件×切り込み量２条件×送り量３条件の計１８条件で、丸棒試験片を長手方向に旋削加工したときの切屑を、表５に示す基準に基づき点数をつけ、その合計点を切屑破砕性評価の指標とした。点数が高いほど切り屑破砕性が良好であることを意味する。
【００３７】
３．被削性評価
切削工具には高速度工具鋼（ＪＩＳ：ＳＫＨ５１）製ドリルを用い、縦形マシニングセンターにより以下の条件にて切削試験を行う：
・工具形状：呼び径５ｍｍ；
・切削速度：８０ｍ／ｍｉｎ；
・一回転当りの送り量：０．１ｍｍ；
・穴深さ：１５ｍｍ；
・切削油：油性。
評価はコーナーの平均磨耗量が１００μｍになるまでの切削距離にて行なった。
【００３８】
４．メッキ性評価
丸棒試験片に対し、表面を砥石研磨とバフ研磨により６．３Ｓに平滑に仕上げた後、１０％塩酸により１０分間酸洗後、無電解Ｎｉメッキを施した。その後、試験片を軸直交面にて切断し、断面の表層近傍を光学顕微鏡でランダムに２０箇所観察した。そして、各観察部にて、ＭｎＳ介在物脱落に起因した酸洗ピットメッキ不良の有無を調べ、以下のように評価した：
○：不良なし、△：１〜１０箇所が不良、×：１０箇所以上が不良。
以上の結果を表３及び表４に示す。
【００３９】
【表３】
【００４０】
【表４】
【００４１】
【表５】
【００４２】
すなわち、本発明に属する実施例の鋼はいずれも、介在物の極度の粗大化が抑制され、かつ、粒径レベルの異なる第一種介在物と第二種介在物とが適度に混在していることで、被削性、メッキ性、被削面の粗さ（仕上がり）及び工具寿命のいずれにおいても良好な結果が得られている。また、切り屑破砕性指数も高い。本発明に属する実施例の鋼は、Ｐｂを含有せずとも、比較例１５に示すＰｂ系快削鋼（ＪＩＳ：ＳＵＭ２４Ｌ相当）と略同等の被削性及びメッキ性を有していることがわかる。図５は、上記の試験結果のうち、第一種介在物の相対面積率及び介在物の単位面積当たりの総数を、ＷTi／ＷOに対してそれぞれプロットしたものである。ＷTi／ＷOが小さくなるほど（詰まり、相対酸素濃度が大きくなると、粒径の大きい第一種介在物の相対面積率が増加するとともに介在物個数は減少し、相対酸素濃度が小さくなると、第一種介在物の相対面積率が減少するとともに介在物個数は増加していることがわかる。
【００４３】
図６は、被削面の粗さをＷTi／ＷOに対してプロットしたものである。ＷTi／ＷOが４．５以上に大きくなると、つまり、図５との関係から第一種介在物の相対面積率が０．２未満に小さくなると、被削面の粗さが急激に悪化していることがわかる。また、図７は、切り屑破砕性指数をＷTi／ＷOに対してプロットしたものである。ＷTi／ＷOが０．４以上で切り屑破砕性指数が改善されていることがわかる。さらに、図８は、被削性の評価結果ををＷTi／ＷOに対してプロットしたものである。ＷTi／ＷOが４．５以下となることで、被削性（工具寿命）が顕著に向上していることがわかる。
【００４４】
図９は、表２の比較例１の試験片の断面組織を示す光学顕微鏡観察画像である。組織中黒点状に分散しているのがＭｎＳ系介在物であり、粒径３μｍを超える球状の第一種介在物が主体的に形成されていることがわかる。他方、図１０は、表１の実施例３の試験片の断面組織を示す光学顕微鏡観察画像である。粒径３μｍを超える第一種介在物と、同じく２μｍ未満の第二種介在物とが互いに拮抗した比率にて混在していることがわかる。さらに、図１１は、表２の比較例４の試験片の断面組織を示す光学顕微鏡観察画像である。粒径２μｍ未満の第二種介在物が主体的に形成されていることがわかる。また、比較例１の試験片にメッキを施しあとの、表層付近の断面組織画像を図１１に示す。介在物の抜け落ちに起因すると思われる大きなピット状の欠陥が形成されているのがわかる。
【００４５】
以上、本発明の実施例を示したが、これはあくまで例示であり、本発明は、その趣旨を逸脱しない範囲で、当事者の知識に基づき種々の改良ないし変形を加えた態様でも実施可能であることはいうまでもない。
【図面の簡単な説明】
【図１】介在物の粒径の定義を示す説明図。
【図２】相対酸素濃度に応じたＭｎＳ系介在物の組織変化を示す光学顕微鏡観察画像。
【図３】Ｆ−Ｍｎ−Ｓ系三元系状態図において、Ｍｎ＝１質量％に固定したときの、Ｆｅ側断面状態図。
【図４】ＷTi／ＷOに対する、介在物個数、介在物粒径の最大値、切り屑破砕性及び被削性の変化傾向と、ＷTi／ＷOの適正範囲の設定理由とを、定性的に示すグラフ。
【図５】実施例の実験結果を示す第一のグラフ。
【図６】実施例の実験結果を示す第二のグラフ。
【図７】実施例の実験結果を示す第三のグラフ。
【図８】実施例の実験結果を示す第四のグラフ。
【図９】表２の比較例１の試験片の断面組織を示す光学顕微鏡観察画像。
【図１０】表１の実施例３の試験片の断面組織を示す光学顕微鏡観察画像。
【図１１】表２の比較例４の試験片の断面組織を示す光学顕微鏡観察画像。
【図１２】表２の比較例１の試験片の、メッキ後の断面組織を示す光学顕微鏡観察画像。
【発明の属する技術分野】
この発明は高硫黄快削鋼に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
【特許文献１】
特開昭５６−１６６５３号公報
【特許文献２】
特開平１０−４６２９２号公報
【特許文献３】
特開昭６２−２５８９５５号公報
【特許文献４】
特開昭５４−１７５６７号公報
【特許文献５】
特開平９−４９０５３号公報
【特許文献６】
特開平１１−１７４３号公報
【特許文献７】
特開２００１−２６２２８０号公報
【特許文献８】
特開２００２−２４９８４８号公報
【特許文献９】
特開２０００−３１９７５３号公報
【０００３】
機械部品等の切削加工にて製造される部材の生産性を向上させるために、近年、快削鋼の用途が増大しつつある。鉄系材料の被削性向上元素としては、Ｓ、Ｐｂ、Ｓｅ、Ｂｉ、Ｔｅ、Ｃａなどが知られている。このうち、Ｐｂは、環境保護に対する関心が地球規模で高まりつつある近年では次第に敬遠されるようになっており、その使用を制限する機器や部品も多くなりつつある。そこで、Ｓを被削性向上元素の主体として用いた材料が、代替材料として考えられている（特許文献１〜特許文献４）。これらは、主にＭｎＳ系の介在物を生成させ、介在物に対する切屑形成時の応力集中効果や、工具と切屑間の潤滑作用により被削性や研削性を高めるようにしている。また、Ｓとともに相当量のＴｉ及びＣを添加し、Ｔｉ４Ｓ２Ｃ２系の介在物を分散形成して快削性を付与した鋼も提案されている（特許文献５〜特許文献７）。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、Ｓを快削性付与元素として用いる場合、Ｓ添加量が過剰になると、合金の耐食性、熱間加工性あるいは冷間加工性を劣化させる原因となるため、その添加量は一般に０．３質量％以下に留められている（例えば、特許文献１、特許文献３）。当然、Ｓ添加量が少ないことから、硫化物系介在物の形成量も不足しがちであり、被削性向上効果には一定の限界があった。また、ＭｎＳなどの硫化物は材料の鍛伸方向に延伸しやすく、材料強度の異方性化等を招く原因ともなっている。なお、特許文献３には、ＴｉとＳを複合添加して硫化物を球状化できることが開示されているが、Ｓ添加量が少ないため、被削性向上効果の向上に限界がある点については何ら変わりはない。
【０００５】
他方、特許文献８、特許文献９、特許文献２あるいは特許文献４のごとく、Ｓの含有量の上限を０．４質量％以上に高め、被削性をさらに向上させる提案もなされているが、前述の問題のほか、粗大な硫化物系介在物が形成されやすく、例えば酸洗処理後メッキして使用される材料等の場合、介在物の脱落により表面性状が悪化したり、また油圧部品など気密性が重視される用途等には適用が困難になったりする問題があった。
【０００６】
なお、特許文献８、特許文献９、特許文献２においては、被削性向上のため、鋼中のＳ含有量のほかＯ含有量も規定しているが、いずれもＯ含有量が不足すると硫化物が小型化し、切削に不向きなる主旨の記載がある。したがって、これら特許文献におけるＯ含有量の規定は、粗大な硫化物の形成を促進し、微細な硫化物の形成はなるべく抑制することに主眼が置かれていることが明白である。従って、被削性をさらに向上させる目的でＳ含有量を増大させようとした場合、粗大な硫化物の形成が過剰となり、上記の弊害が助長されることは必至となる。
【０００７】
一方、特許文献４〜特許文献７に開示されている、Ｔｉ炭硫化物を利用する快削鋼の場合、介在物がＭｎＳ等と比較すると硬質なため、ハイス工具等による切削加工では、工具寿命が低下しやすい欠点がある。
【０００８】
本発明の課題は、Ｓ含有率を高めつつも粗大な硫化物や硬質の炭硫化物の生成を抑制し、ひいては被削性が極めて良好で、かつ介在物の脱落による表面性状の悪化や気密性の低下、工具寿命の低下、さらには被削面の仕上げ精度悪化などの不具合も生じにくい高硫黄快削鋼を提供することにある。
【０００９】
【課題を解決するための手段及び作用・効果】
上記の課題を解決するために、本発明の高硫黄快削鋼は、
Ｃ：０．０３質量％以上０．２質量％以下；
Ｓ：０．４質量％以上１質量％以下；
Ｍｎ：０．５質量％以上３質量％以下；
Ｏ：０．００２５質量％以上０．０１５質量％以下；
Ｐ：０．０２質量％以上０．４質量％以下；
Ｓｉ：０．５質量％以下、を含有し、
［１］Ｔｉの含有量をＷTi（質量％）とし、酸素含有量をＷOとして、ＷTiが０．００６質量％以上０．０５０質量％以下であり、かつ、０．４≦ＷTi／ＷO≦４．５；
［２］Ａｌの含有量をＷAl（質量％）とし、酸素含有量をＷOとして、ＷAlが０．０００５質量％以上０．０１５質量％以下であり、かつ、ＷAl／ＷO≦１．０；
［３］Ｚｒの含有量をＷZr（質量％）とし、酸素含有量をＷOとして、ＷZrが０．０００５質量％以上０．０１５質量％以下であり、かつ、ＷZr／ＷO≦１．０；
にて表される組成条件［１］ないし［３］のいずれかを充足し、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなり、
鋼断面組織上にて観察される硫化物系介在物において、円換算直径にて定義された粒径が３μｍを超える硫化物系介在物を第一種介在物、同じく０．２５μｍ以上２μｍ以下の硫化物系介在物を第二種介在物とし、前記第一種介在物の前記鋼組織断面上での面積率をＳ (i) 、前記第二種介在物の前記鋼組織断面上での面積率をＳ (ii) として、
０．２≦Ｓ (i) ／［Ｓ (i) ＋Ｓ (ii) ］≦０．８５
を充足することを特徴とする。
【００１０】
上記本発明の高硫黄快削鋼においては、ＭｎとＳとを添加することにより、被削性を改善する硫化物系介在物（以下、「被削性向上介在物」ともいう）として、ＭｎＳ系介在物（Ｍｎに対しＣａ等の副成分が固溶しうるが、カチオン元素の主体（５０質量％以上）はＭｎである）を組織中に分散形成する。そして、Ｓは、従来の快削鋼よりも多い０．４質量％以上を添加する。本発明の高硫黄快削鋼において採用するＭｎ及びＳの組成域では、Ｔｉ、ＡｌないしＺｒに対するＯの相対含有量に応じて、ＭｎＳ系硫化物の組織形態が変化する。図２のＡに示すように、酸素相対含有量が過度に増加すると、比較的大粒径の球状のＭｎＳ系介在物（第一種介在物）の形成が主体的となる。他方、酸素相対含有量が減少すると、Ｃに示すように、微細なコロニー状のＭｎＳ系介在物（第二種介在物）の形成が主体的となる。Ａのごとく、第一種介在物が主体的となるのは、極端に大きな硫化物系介在物の形成が助長されるため、粗大介在物の脱落による表面性状の悪化や気密性の低下といった不具合につながるので好ましくない。また、切屑の破砕性が悪化する惧れもある。他方、Ｂのごとく、大粒径の第一種介在物がほとんど排除され、微細な第二種介在物がもっぱら形成されるような組織になると、切削加工を行なったときに被削面が荒れやすくなり、切削面の仕上げ精度を確保することが困難になることが判明した。その理由としては、微細な第二種介在物が被削性向上介在物の主体となっている場合、超硬合金や高速度工具鋼等で構成された切削工具に構成刃先を生じやすくなり、面荒れを起こしやすくなるものと考えられる。
【００１１】
そこで、本発明者らがさらに鋭意検討を重ねた結果、上記の範囲にＳ及びＭｎの含有率を設定し、かつ、上記［１］〜［３］のいずれかを充足するように、Ｔｉ、Ａｌ又はＺｒの含有量とＯ含有量とを調整することにより、図２のＢのごとく、比較的大粒径の第一種介在物と、微細な第二種介在物とが適度な比率にて混在形成れた組織が得られる。これにより、微細な硫化物系介在物を、上記第二種介在物の形で従来の快削鋼よりもはるかに多量に形成することができるので、被削性が劇的に向上する。また、粒径の大きい第一種介在物の相対的な形成量が減少することで、図２Ａのように第一種介在物のみが形成される場合と比較して、過度に粗大な介在物の形成確率が減少し、該介在物の脱落による表面性状の悪化や気密性の低下も生じにくい。さらに、粒径の大きい第一種介在物が適当な比率にて混在形成されることで、切削加工を行なったときに被削面が荒れが抑制され、切削面の仕上げ精度を向上させることができる。その理由としては、第一種介在物の混在により、第二種介在物が主体的な場合に生じやすかった構成刃先の形成が抑制されることが考えられる。
【００１２】
図３は、Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓ三元系における、代表的なＭｎ組成付近（Ｍｎ：１質量％）での断面状態図である。該状態図のＦｅリッチ側は、２液分離の溶解度線ＵＬ１を液相域に有する偏晶凝固系であることがわかる。この場合、Ｓ濃度が比較的高い組成域においては、偏晶凝固的な機構により、球状で大形のＭｎＳ系硫化物が凝固初期に生成しやすくなる。他方、Ｆｅ系マトリックスの要部が晶出し終わった凝固末期には、マトリックス粒間に残っているＳ濃度の高い残液が共晶的に凝固し、コロニー状の微細なＭｎＳ系硫化物を生成する。前者のＭｎＳ系硫化物が第一種介在物となり、後者のＭｎＳ系硫化物が第二種介在物となることは明らかである。そして、酸素相対含有量が増加した場合は、上記第一種化合物の生成を支配する偏晶凝固的な機構が促進され、酸素相対含有量が減少した場合は、偏晶凝固的な機構が抑制されるものと考えられる。
【００１３】
例えば、上記条件［１］に関していえば、特許文献３のごとくＴｉ含有量を単独で調整したり、あるいは特許文献８、特許文献９及び特許文献２のごとくＴｉを添加せずに、Ｏ含有量のみを調整するだけでは、硫化物の球状化を生ずるだけであったり、あるいは硫化物が却って粗大化することにつながる。従って、本発明のごとく、０．４質量％以上という多量のＳが添加される条件下では、粗大なＭｎＳ系介在物の生成が避け難く、微細なＭｎＳ系介在物が多量に形成された組織を得ることはできない。しかし、Ｔｉ含有量をＯ含有量とともに、条件［１］に示す特定の範囲内に調整して始めて、粗大なＭｎＳ系介在物の形成を抑制しつつ、微細なＭｎＳ系介在物を適度に混在させた組織が得られ、介在物脱落による表面性状の悪化や気密性の低下、及び被削面の面荒れ等を生ずることなく、被削性を大幅に向上させることが可能となるのである。条件［２］及び条件［３］についても同様である。なお、本発明においては、条件［１］〜［３］の２以上のものが同時に成立する組成を採用してもよい。
【００１４】
偏晶凝固的な機構におけるＭｎＳ系硫化物の形成過程は、共晶反応等が介在しない、液相中への硫化物の核発生・成長が主体的となる。具体的には、成長を阻害する固相が周囲に存在しないこともあって、比較的小さな過冷度で核発生・成長に移行でき、少数の核の周囲にて等方的にＭｎＳの成長が進行するので、球状の硫化物が比較的大きく成長し、かつ、その形成間隔はまばらである。該硫化物は、素材に加工が施されなければ、材料組織内に球状の第一種介在物として形状が保持される。鋼断面組織上にて観察される該第一種介在物は、図１のような円換算直径ｄeqにて定義された粒径が３μｍを超え、また、その形成間隔（断面組織上における、最近接の第一種介在物の重心間距離とする）の平均値も２０μｍ以上と比較的広い。なお、鍛造や圧延などの加工が施されると、その鍛伸方向に第一種介在物が延伸することがあるが、組織上にて観察される面積はそれほど変化しない。
【００１５】
一方、共晶的な凝固機構により生成する第二種介在物はより微細で、円換算直径にて定義された粒径は２μｍ以下であり、その形成間隔（断面組織上における、最近接の第一種介在物の重心間距離とする）の平均値も２μｍ未満と小さい。
【００１６】
例えば、鋼断面組織上にて観察される硫化物系介在物において、円換算直径にて定義された粒径が３μｍ以上の硫化物系介在物を第一種介在物、同じく０．２５μｍ以上２μｍ以下の硫化物系介在物を第二種介在物とし、として、それぞれ把握することができる。この場合、第一種介在物の鋼組織断面上での面積率をＳ(i)、前記第二種介在物の前記鋼組織断面上での面積率をＳ(ii)として、上記本発明の組成を採用することにより、
０．２≦Ｓ(i)／［Ｓ(i)＋Ｓ(ii)］≦０．８５
を充足させることができる。図４に示すように、Ｓ(i)／［Ｓ(i)＋Ｓ(ii)］が０．２未満では、切削加工を行なったときの被削面が荒れが顕著となり、切削面の仕上げ精度低下につながる。他方、Ｓ(i)／［Ｓ(i)＋Ｓ(ii)］が０．８５を超えると、過度に粗大な介在物の形成確率が増大し、該介在物の脱落による表面性状の悪化や気密性の低下につながる。また、介在物の総数が減少するために、切屑破砕性が悪化しやすくなる。なお、鋼組織断面に観察される粒径２５μｍを超える粗大な硫化物系介在物の、観察視野１ｍｍ２あたりの個数は、５０個未満となっているのがよく、望ましくは可及的に形成されないのがよい。
【００１７】
なお、（Ｔｉ，Ｚｒ）炭硫化物系の硬質介在物の形成を抑制し、ＭｎＳ系介在物が被削性向上介在物の主体となる組織をより確実に得るには、Ｔｉ及びＺｒの合計含有量をＷJ（質量％）とし、Ｓの含有率をＷSとして、ＷS／ＷJが４以上、より望ましくは６以上となっているのがよい。また、被削性向上効果を高めるためには、鋼組織断面に観察される粒径０．２５μｍ以上の硫化物系介在物（ＭｎＳ系介在物）の、観察視野１ｍｍ２あたりの個数が１００００個以上８００００個以下であることが望ましい。
【００１８】
以下、本発明における組成限定理由について説明する。
（１）Ｃ：０．０３質量％以上０．２質量％以下
Ｃは、鋼の強度向上を目的として添加される。Ｃ含有量が０．０３質量％未満では鋼の強度が不足することにつながる。他方、Ｃ含有量が０．２質量％を超えると鋼の硬度が増加しすぎ、被削性の低下を招くことにつながる。Ｃ含有量は、より望ましくは０．０５質量％以上０．１５質量％以下とするのがよい。
【００１９】
（２）Ｍｎ：０．５質量％以上３質量％以下
ＭｎはＳと結合し、ＭｎＳ系介在物を形成して被削性向上に寄与する。Ｍｎ含有量が０．５質量％未満では、ＦｅＳを生じて熱間加工性が悪化することにつながる。また、３質量％を超えると鋼の硬さが上昇し、被削性が低下することにつながる。Ｍｎ含有量は、より望ましくは１．０質量％以上２．５質量％以下とするのがよい。なお、Ｍｎ含有量をＷMn（質量％）とし、Ｓの含有率をＷSとして、ＷMn／ＷSは１．５以上５以下となっていることが望ましい。ＷMn／ＷSがこの範囲外になると、熱間加工性の劣化を招く場合がある。
【００２０】
（３）Ｓ：０．４質量％以上１質量％以下
ＳはＭｎと結合し、ＭｎＳ系介在物を形成して被削性向上に寄与する。既に説明した通り、０．４％質量％以上と、従来の硫黄快削鋼よりも大量に添加し、被削性をより改善する。Ｓ含有量が０．４質量％未満では、被削性を十分に向上させることができなくなる。また、１質量％を超えると熱間加工性が著しく悪化することにつながる。Ｓ含有量は、より望ましくは０．５質量％以上０．７５質量％以下とするのがよい。
【００２１】
（４）Ｏ：０．００２５質量％以上０．０１５質量％以下
後述の通り、Ｔｉ、ＡｌあるいはＺｒの少なくともいずれかとともに、含有量を制御することにより、多量に生ずるＭｎＳ系介在物の微細化組織制御に寄与する。ただし、Ｏ含有量が０．０１５質量％を超えると、Ｓ(i)／［Ｓ(i)＋Ｓ(ii)］を０．８５以下に維持することが困難となり、過度に粗大な介在物の形成確率が増大し、該介在物の脱落による表面性状の悪化や気密性の低下につながる。他方、Ｏ含有量が０．００２５質量％未満になると、ＭｎＳ系介在物の微細化が進みすぎてＳ(i)／［Ｓ(i)＋Ｓ(ii)］を０．２以上に維持することが困難となり、切削加工を行なったときの被削面が荒れが顕著となって、切削面の仕上げ精度低下につながる。
【００２２】
（５）Ｔｉ：０．００６質量％以上０．０５０質量％以下、かつ０．４≦ＷTi／ ＷO≦４．５（条件［１］採用時）
ＴｉはＯ含有率をコントロールし、ＭｎＳ系介在物の形態を制御する成分である。Ｔｉを０．０１〜０．１２％添加して、酸素レベルを適性値に制御することにより、硫化物を超微細に分散制御することができる。Ｔｉ含有率及びＷTi／ＷOの少なくともいずれかが下限未満になると、巨大なＭｎＳが生成しやすくなり、さらに、切り屑の破砕性も不足しがちとなって、連続切り屑を生じやすくなる。生じた切り屑が長くひげ状に伸びた連続切り屑の形で排出されると、これが被削材や工具に絡まり加工がスムーズに行えなくなる場合がある。また、Ｔｉ含有率が上限を超えると、ＭｎＳが微細になりすぎて、被削面の面粗度が悪化する。Ｔｉ含有率は、より望ましくは０．０１質量％以上０．０３質量％以下とするのがよく、ＷTi／ＷOは０．６以上３以下とするのがよい。
【００２３】
（６）Ａｌ：０．０００５質量％以上０．０１５質量％以下、かつＷAl／ ＷO≦１．０（条件［２］採用時）
ＡｌはＯ含有率をコントロールし、ＭｎＳ系介在物の形態を制御する成分である。Ａｌを０．００１〜０．０５質量％添加して、酸素レベルを適性値に制御することにより、硫化物を超微細に分散制御することができる。Ａｌ含有率及びＷAl／ＷOの少なくともいずれかが下限未満になると、巨大なＭｎＳが生成しやすくなり、さらに、切り屑の破砕性も不足しがちとなって、連続切り屑を生じやすくなる。また、Ａｌ含有率が上限を超えると、ＭｎＳが微細になりすぎて、被削面の面粗度が悪化する。Ａｌ含有率は、より望ましくは０．００１質量％以上０．０１質量％以下とするのがよく、ＷAl／ＷOは０．０５以上とするのがよい。
【００２４】
（７）Ｚｒ：０．０００５質量％以上０．０１５質量％以下、かつＷZr／ ＷO≦１．０（条件［３］採用時）
ＺｒはＯ含有率をコントロールし、ＭｎＳ系介在物の形態を制御する成分である。Ｚｒを０．００１〜０．０５質量％添加して、酸素レベルを適性値に制御することにより、硫化物を超微細に分散制御することができる。Ｚｒ含有率及びＷZr／ＷOの少なくともいずれかが下限未満になると、巨大なＭｎＳが生成しやすくなり、さらに、切り屑の破砕性も不足しがちとなって、連続切り屑を生じやすくなる。また、Ｚｒ含有率が上限を超えると、ＭｎＳが微細になりすぎて、被削面の面粗度が悪化する。Ｚｒ含有率は、より望ましくは０．００１質量％以上０．０１質量％以下とするのがよく、ＷZr／ＷOは０．０５以上とするのがよい。
【００２５】
なお、本発明においては、目的とするＭｎＳ形態を達成するためには、Ｏ濃度を正確に制御することが重要である。ＡｌやＺｒのような強脱酸元素を用いる場合には、その脱酸元素の非常に微量な濃度域での脱酸制御が必要となり、操業上のバラツキが大きくなること懸念がある。他方、ＳｉやＣｒ等の弱脱酸元素を用いることも考えられるが、目的とするＯ濃度を達成するためには、多量の添加が必要となり、マトリックスの性質への影響が大きくなる。こうした観点から、Ｏ濃度の制御成分としては、Ｔｉを用いることが、本発明において最も望ましいといえる。
【００２６】
以下、本発明の快削鋼に含有可能な他の成分の例と、その好ましい含有量について説明する。
（８）Ｐ：０．０２質量％以上０．４質量％以下
Ｐは、上記範囲で添加することにより被削性改善効果を有し、特に仕上げ面の粗さ改善に有効である。ただし、下限値未満では効果に乏しい。他方、Ｐを上記上限値を超えて添加すると、粒界に偏析して粒界腐食感受性を高めるほか、靭性の低下を招くこともある。Ｐ含有率は、より望ましくは０．０４質量％以上０．１質量％以下とするのがよい。
【００２７】
（９）Ｓｉ：０．５質量％以下
Ｓｉは、脱酸剤として含有させることができる。しかし、含有量が過大となると鋼の硬さが高くなり、被削性を低下させることにつながる。なお、本発明においては、脱酸制御を主にＴｉ、ＡｌあるいはＺｒに担わせるので、被削性向上の観点から、Ｓｉ含有量はより望ましくは０．１質量％以下とするのがよい。
【００２８】
（１０）本発明の快削鋼には、０．２質量％以下のＴｅ、０．２質量％以下のＳｅ、０．０２質量％以下のＣａ、０．０２質量％以下のＭｇ、０．０２質量％以下のＢａ、及び０．２質量％以下の希土類金属元素の、１種又は２種以上を合計で０．００１質量％以上含有させることができる。これにより、熱間加工時等において、ＭｎＳ系介在物が鍛伸方向に長く延伸することが抑制され、材料強度の異方性化（特に鍛伸方向と直角な向きの強度低下）を防ぐ上で有効となる。上記成分の合計含有量が下限値未満では効果に乏しく、各々上限値を超えて添加されると効果が飽和し、逆に熱間加工性が低下することがあるので、いずれも好ましくない。なお、希土類元素としては、放射活性の低い元素を主体的に用いることが取り扱い上容易であり、この観点において、Ｓｃ、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ及びＬｕから選ばれる１種又は２種以上を使用することが有効である。特に上記効果のより顕著な発現と価格上の観点から、軽希土類、特にＬａあるいはＣｅを使用することが望ましい。ただし、希土類分離過程等にて不可避的に残留する微量の放射性希土類元素（例えばＴｈやＵなど）が含有されていても差し支えない。また、原料コスト低減等の観点から、ミッシュメタルやジジムなど、非分離希土類を使用することもできる。
【００２９】
（１１）本発明の快削鋼には、０．２質量％以下のＢ、２質量％以下のＮｂ、１質量％以下のＶ、１質量％以下のＮ、２質量％以下のＣｕ、２質量％以下のＮｉ、２質量％以下のＣｒ、２質量％以下のＭｏ、０．６質量％以下のＳｎ、０．０６質量％以下のＡｓ及び０．０６質量％以下のＳｂの、１種又は２種以上を合計で０．００１質量％以上含有させることができる。これらの元素は、鋼のマトリックスを適度に脆くし、切削時に発生する切り屑を断続化して、ひげ状の連続切り屑となることを抑制する効果を有する。ただし、これらの元素の合計含有量が０．００１質量％未満では効果に乏しく、各々上限値を超えて添加されるとマトリックスが過度に硬化し、被削性が却って低下することがあるので好ましくない。
【００３０】
（１２）本発明の快削鋼には、ＰｂとＢｉとの一方又は双方を合計にて０．０１質量％以上下０．５質量％以下の範囲にて含有させることができる。これらの元素は被削性をさらに向上させる効果がある。ただし、本発明の快削鋼は高硫黄組成であり、ＭｎＳ系介在物が微細に分散した形で多量に形成されるので、これらの添加元素の補助がなくとも本来的に被削性は良好である。ただし、材料ロット内あるいはロット間のバラツキを考慮した場合、量産スケールでの被削性の安定化等を図る目的で添加することはもちろん可能である。なお、これらの元素の合計含有量が０．０１質量％未満では効果に乏しく、各々上限値を超えて添加されると熱間加工性を低下させるため好ましくない。なお、Ｐｂに関しては、環境への配慮から添加が好まれないこともある。しかし、本発明の快削鋼は、上記の通りＭｎＳ系介在物の多量形成により本来的に被削性が良好であり、Ｐｂ含有量が０．３質量％以下（０質量％を含む）であっても良好な被削性を確保でき、Ｐｂを含有しない（不純物として不可避的に混入する場合も、「含有しない」概念に属するものとする）組成を採用することも十分に可能である。
【００３１】
【実施例】
本発明の効果を確認するために、以下の実験を行った。
まず、表１（本発明実施例）及び表２（比較例）に示す成分組成（質量％）に配合した各々１５０ｋｇ鋼塊を高周波誘導炉にて溶製し、これを、１１００℃以上１２００℃以下の適当な温度で加熱して熱間鍛造を行なうことにより、外径５５ｍｍの丸棒に加工した（鍛造比：約８）。それら丸棒をさらに９５０℃で１時間加熱した後空冷（焼ならし処理）し、各試験に供した。
【００３２】
【表１】
【表２】
（組織観察及び介在物のキャラクタリゼーション）
丸棒試験片の軸直交断面を鏡面研磨した後、該研磨断面の半径の１／２の位置にて面積０．１ｍｍ２の視野をランダムに１０個設定して、各々光学顕微鏡により組織観察した（倍率：約４００倍）。そして、各視野の観察画像を解析することにより、粒径０．２５μｍ以上の介在物の個数（１ｍｍ２当たりの換算値）及び円換算直径による粒径を求めた。そして、該粒径が３μｍを超えるものを第一種介在物、２μｍ未満のものを第二種介在物として識別し、それぞれの面積をＳ(i)、Ｓ(ii)として求め、第一種介在物の相対面積率Ｓ(i)／（Ｓ(i)＋Ｓ(ii)）の値を算出した。なお、介在物は別途ＥＰＭＡとＸ線回折により分析を行っており、ＭｎＳ系の化合物であることを確認している。
【００３５】
上記の各試験品につき、以下の実験を行った。
１．被削面の粗さ評価
切削工具として超硬合金（ＪＩＳ：Ｋ１０）チップを用いてＮＣ旋盤により以下の条件で切削試験を行う：
・切削速度：１００ｍ／ｍｉｎ；
・一回転当りの切り込み量：０．３ｍｍ；
・一回転当りの送り量：０．０５０ｍｍ；
・切削油：水溶性。
そして、上記の切削後、切削面の最大高さＲmaxを、ＪＩＳＢ０６０１（１９９４）に規定された方法により測定した。
【００３６】
２．切り屑破砕性試験
切削工具として超硬合金（ＪＩＳ：Ｋ１０）チップを用いてＮＣ旋盤により以下の条件で切削試験を行う：
・切削速度：８０ｍ／ｍｉｎ、１００ｍ／ｍｉｎ及び１２０ｍ／ｍｉｎの３条件；
・一回転当りの切り込み量：０．３ｍｍ及び１．０ｍｍの２条件；
・一回転当りの送り量：０．０２５ｍｍ、０．０５０ｍｍ、０．１００ｍｍの３条件；
・切削油：水溶性。
そして、上記の切削速度３条件×切り込み量２条件×送り量３条件の計１８条件で、丸棒試験片を長手方向に旋削加工したときの切屑を、表５に示す基準に基づき点数をつけ、その合計点を切屑破砕性評価の指標とした。点数が高いほど切り屑破砕性が良好であることを意味する。
【００３７】
３．被削性評価
切削工具には高速度工具鋼（ＪＩＳ：ＳＫＨ５１）製ドリルを用い、縦形マシニングセンターにより以下の条件にて切削試験を行う：
・工具形状：呼び径５ｍｍ；
・切削速度：８０ｍ／ｍｉｎ；
・一回転当りの送り量：０．１ｍｍ；
・穴深さ：１５ｍｍ；
・切削油：油性。
評価はコーナーの平均磨耗量が１００μｍになるまでの切削距離にて行なった。
【００３８】
４．メッキ性評価
丸棒試験片に対し、表面を砥石研磨とバフ研磨により６．３Ｓに平滑に仕上げた後、１０％塩酸により１０分間酸洗後、無電解Ｎｉメッキを施した。その後、試験片を軸直交面にて切断し、断面の表層近傍を光学顕微鏡でランダムに２０箇所観察した。そして、各観察部にて、ＭｎＳ介在物脱落に起因した酸洗ピットメッキ不良の有無を調べ、以下のように評価した：
○：不良なし、△：１〜１０箇所が不良、×：１０箇所以上が不良。
以上の結果を表３及び表４に示す。
【００３９】
【表３】
【表４】
【表５】
すなわち、本発明に属する実施例の鋼はいずれも、介在物の極度の粗大化が抑制され、かつ、粒径レベルの異なる第一種介在物と第二種介在物とが適度に混在していることで、被削性、メッキ性、被削面の粗さ（仕上がり）及び工具寿命のいずれにおいても良好な結果が得られている。また、切り屑破砕性指数も高い。本発明に属する実施例の鋼は、Ｐｂを含有せずとも、比較例１５に示すＰｂ系快削鋼（ＪＩＳ：ＳＵＭ２４Ｌ相当）と略同等の被削性及びメッキ性を有していることがわかる。図５は、上記の試験結果のうち、第一種介在物の相対面積率及び介在物の単位面積当たりの総数を、ＷTi／ＷOに対してそれぞれプロットしたものである。ＷTi／ＷOが小さくなるほど（詰まり、相対酸素濃度が大きくなると、粒径の大きい第一種介在物の相対面積率が増加するとともに介在物個数は減少し、相対酸素濃度が小さくなると、第一種介在物の相対面積率が減少するとともに介在物個数は増加していることがわかる。
【００４３】
図６は、被削面の粗さをＷTi／ＷOに対してプロットしたものである。ＷTi／ＷOが４．５以上に大きくなると、つまり、図５との関係から第一種介在物の相対面積率が０．２未満に小さくなると、被削面の粗さが急激に悪化していることがわかる。また、図７は、切り屑破砕性指数をＷTi／ＷOに対してプロットしたものである。ＷTi／ＷOが０．４以上で切り屑破砕性指数が改善されていることがわかる。さらに、図８は、被削性の評価結果ををＷTi／ＷOに対してプロットしたものである。ＷTi／ＷOが４．５以下となることで、被削性（工具寿命）が顕著に向上していることがわかる。
【００４４】
図９は、表２の比較例１の試験片の断面組織を示す光学顕微鏡観察画像である。組織中黒点状に分散しているのがＭｎＳ系介在物であり、粒径３μｍを超える球状の第一種介在物が主体的に形成されていることがわかる。他方、図１０は、表１の実施例３の試験片の断面組織を示す光学顕微鏡観察画像である。粒径３μｍを超える第一種介在物と、同じく２μｍ未満の第二種介在物とが互いに拮抗した比率にて混在していることがわかる。さらに、図１１は、表２の比較例４の試験片の断面組織を示す光学顕微鏡観察画像である。粒径２μｍ未満の第二種介在物が主体的に形成されていることがわかる。また、比較例１の試験片にメッキを施しあとの、表層付近の断面組織画像を図１１に示す。介在物の抜け落ちに起因すると思われる大きなピット状の欠陥が形成されているのがわかる。
【００４５】
以上、本発明の実施例を示したが、これはあくまで例示であり、本発明は、その趣旨を逸脱しない範囲で、当事者の知識に基づき種々の改良ないし変形を加えた態様でも実施可能であることはいうまでもない。
【図面の簡単な説明】
【図１】介在物の粒径の定義を示す説明図。
【図２】相対酸素濃度に応じたＭｎＳ系介在物の組織変化を示す光学顕微鏡観察画像。
【図３】Ｆ−Ｍｎ−Ｓ系三元系状態図において、Ｍｎ＝１質量％に固定したときの、Ｆｅ側断面状態図。
【図４】ＷTi／ＷOに対する、介在物個数、介在物粒径の最大値、切り屑破砕性及び被削性の変化傾向と、ＷTi／ＷOの適正範囲の設定理由とを、定性的に示すグラフ。
【図５】実施例の実験結果を示す第一のグラフ。
【図６】実施例の実験結果を示す第二のグラフ。
【図７】実施例の実験結果を示す第三のグラフ。
【図８】実施例の実験結果を示す第四のグラフ。
【図９】表２の比較例１の試験片の断面組織を示す光学顕微鏡観察画像。
【図１０】表１の実施例３の試験片の断面組織を示す光学顕微鏡観察画像。
【図１１】表２の比較例４の試験片の断面組織を示す光学顕微鏡観察画像。
【図１２】表２の比較例１の試験片の、メッキ後の断面組織を示す光学顕微鏡観察画像。
Claims (9)
- Ｃ：０．０３質量％以上０．２質量％以下；
Ｓ：０．４質量％以上１質量％以下；
Ｍｎ：０．５質量％以上３質量％以下；
Ｏ：０．００２５質量％以上０．０１５質量％以下；
Ｐ：０．０２質量％以上０．４質量％以下；
Ｓｉ：０．５質量％以下、を含有し、
［１］Ｔｉの含有量をＷTi（質量％）とし、酸素含有量をＷOとして、ＷTiが０．００６質量％以上０．０５０質量％以下であり、かつ、０．４≦ＷTi／ＷO≦４．５；
［２］Ａｌの含有量をＷAl（質量％）とし、酸素含有量をＷOとして、ＷAlが０．０００５質量％以上０．０１５質量％以下であり、かつ、ＷAl／ＷO≦１．０；
［３］Ｚｒの含有量をＷZr（質量％）とし、酸素含有量をＷOとして、ＷZrが０．０００５質量％以上０．０１５質量％以下であり、かつ、ＷZr／ＷO≦１．０；
にて表される組成条件［１］ないし［３］のいずれかを充足し、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなり、
鋼断面組織上にて観察される硫化物系介在物において、円換算直径にて定義された粒径が３μｍを超える硫化物系介在物を第一種介在物、同じく０．２５μｍ以上２μｍ以下の硫化物系介在物を第二種介在物とし、前記第一種介在物の前記鋼組織断面上での面積率をＳ (i) 、前記第二種介在物の前記鋼組織断面上での面積率をＳ (ii) として、
０．２≦Ｓ (i) ／［Ｓ (i) ＋Ｓ (ii) ］≦０．８５
を充足することを特徴とする高硫黄快削鋼。 - 鋼組織断面に観察される粒径２５μｍを超える硫化物系介在物の、観察視野１ｍｍ ２ あたりの個数が５０個未満である請求項１記載の高硫黄快削鋼。
- Ｔｉ及びＺｒの合計含有量をＷ J （質量％）とし、Ｓの含有率をＷ S として、Ｗ S ／Ｗ J が４以上である請求項１又は請求項２に記載の高硫黄快削鋼。
- Ｍｎ含有量をＷ Mn （質量％）とし、Ｓの含有率をＷ S として、Ｗ Mn ／Ｗ S が１．５以上５以下とされる請求項１ないし請求項３のいずれか１項に記載の高硫黄快削鋼。
- Ｓｉの含有量が０．１質量％以下である請求項１ないし請求項４のいずれか１項に記載の高硫黄快削鋼。
- ０．２質量％以下のＴｅ、０．２質量％以下のＳｅ、０．０２質量％以下のＣａ、０．０２質量％以下のＭｇ、０．０２質量％以下のＢａ、及び０．２質量％以下の希土類金属元素の、１種又は２種以上を合計で０．００１質量％以上含有する請求項１ないし請求項５のいずれか１項に記載の高硫黄快削鋼。
- ０．２質量％以下のＢ、２質量％以下のＮｂ、１質量％以下のＶ、１質量％以下のＮ、２質量％以下のＣｕ、２質量％以下のＮｉ、２質量％以下のＣｒ、２質量％以下のＭｏ、０．６質量％以下のＳｎ、０．０６質量％以下のＡｓ及び０．０６質量％以下のＳｂの、１種又は２種以上を合計で０．００１質量％以上含有する請求項１ないし請求項６のいずれか１項に記載の高硫黄快削鋼。
- ＰｂとＢｉとの一方又は双方を合計にて０．０１質量％以上０．５質量％以下の範囲にて含有する請求項１ないし請求項７のいずれか１項に記載の高硫黄快削鋼。
- Ｐｂの含有量が０．３質量％以下（０質量％を含む）である請求項１ないし請求項８のいずれか１項に記載の高硫黄快削鋼。
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