JP4348163B2 - 被削性に優れる鋼及びその製造方法 - Google Patents
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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。したがって従来以上の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、ある程度の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以上の硫化物郡が圧延方向断面１mm2 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５０μｍ2 以下であり、かつ該硫化物系介在物が１mm2 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。
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、マトリックスを均一に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：０．００２〜０．５％、Ｍｎ：０．３〜３．０％、Ｐ：０．００１〜０．２％、Ｓ：０．２５〜０．７５％、total-Ｎ：０．００１〜０．０２％、total-Ｏ：０．０００５〜０．０３５％、Ｂ：０．００２〜０．０１４％、Ａｌ：０．００１〜０．１％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、鋼材の圧延方向と平行な断面において抽出レプリカ法にて採取して透過電子顕微鏡で観察する円相当径で０．１〜０．５μｍのＭｎＳの存在密度が１０，０００個／mm2 以上であり、かつ該ＭｎＳのうち、窒化ホウ素（ＢＮ）が複合析出しているＭｎＳの個数割合が１０％以上であることを特徴とする被削性に優れる鋼。
（２）前記ＳおよびＢ含有量の範囲において、下記（１）式を満足する図１に示すＡ，Ｂ，Ｃ，Ｄで囲まれる領域内にあるＳおよびＢ量を含有することを特徴とする（１）に記載の被削性に優れる鋼。
（Ｂ−０．００８） 2 ／０．００６ 2 ＋(Ｓ−０．５） 2 ／０．２５ 2 ≦１ …（１）式
（３）前記鋼が、さらに、質量％で、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：０．０００５〜０．２％、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％、Ｂｉ０．００５〜０．５％、Ｐｂ：０．０１〜０．５％のうちのを１種または２種以上を含有することを特徴とする（１）または（２）に記載の被削性に優れる鋼。
（Ｂ−０．００８） 2 ／０．００６ 2 ＋(Ｓ−０．５） 2 ／０．２５ 2 ≦１ …（１）式
（３）前記鋼が、さらに、質量％で、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：０．０００５〜０．２％、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％、Ｂｉ０．００５〜０．５％、Ｐｂ：０．０１〜０．５％のうちのを１種または２種以上を含有することを特徴とする（１）または（２）に記載の被削性に優れる鋼。
（４）前記（１）〜（３）のいずれか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の冷却速度で冷却し、更に熱間圧延に際し、仕上がり温度を１０００℃以上とする圧延することにより、抽出レプリカ法にて採取して透過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で０．１〜０．５μｍのＭｎＳの存在密度が１０，０００個／mm2以上であり、かつ該ＭｎＳのうち、数において１０％以上の硫化物に窒化ホウ素（ＢＮ）が複合析出するよう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、鋼中ＳおよびＢ量と、ＭｎＳを主成分としＢＮが複合析出した硫化物のサイズと分布を厳密に判別することにより、特に切削時の工具寿命と切削表面粗さ、および切り屑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、そのために鋼に含有されるＳ量とＢ量を極力狭い領域に限定し、かつ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うち特に重要なＣ、Ｍｎ、Ｓ、Ｂ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量を低減させる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。Ｃ量の好ましい下限は０．０５％である。
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、３．０％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硫化物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０．２５％以上の添加が必要である。一方、０．７５％を越えると粗大ＭｎＳを主成分とする硫化物の生成の確率が高くなり、熱間変形特性の劣化の恐れがあるので、０．７５％を上限とした。
Ｂは、ＢＮとして析出すると被削性向上に効果がある。特にＭｎＳと複合析出することにより研著となる。この効果は０．００２％未満では顕著でなく、０．０１４％を超えて添加すると飽和する。そこで０．００２〜０．０１４％を範囲とした。
本発明においては、特に上述したＳ量とＢ量を極く限られた図１に示す楕円内の領域、すなわち、次の（１）式
（Ｂ−０．００８）2／０．００６2＋(Ｓ−０．５）2／０．２５2≦１
…（１）式
の領域に限定することにより最良の特性を得られる。
（Ｂ−０．００８）2／０．００６2＋(Ｓ−０．５）2／０．２５2≦１
…（１）式
の領域に限定することにより最良の特性を得られる。
次に、ＭｎＳの形態とそのサイズおよび分布において、円相当径にて０．１〜０．５μｍの存在密度が１０，０００個／mm2 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／mm2 以上とする必要がある。通常ＭｎＳ硫化物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硫化物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、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）により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ＴＥＭ観察では明確な差が認められる寸法のＭｎＳを主成分とする硫化物であり、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／mm2 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、最小径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の存在密度が１０，０００個／mm2 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。
更に、本発明においては、上述したＭｎＳにおいてその内の１０質量％以上の窒化ホウ素（ＢＮ）が複合析出した硫化物の形態を有することが重要である。
ＢＮは通常結晶粒界に析出しやすく、マトリックスに均一に分散させることが難しい。そのため被削性向上に必要なマトリックスの均一脆化をさせることができず、ＢＮの効果を十分に発揮できない。マトリックスに均一分散させるには、ＢＮの析出サイトとなり、かつ被削性向上にも有効であるＭｎＳをマトリックスに均一に分散させることが必要である。ＢＮとＭｎＳを複合析出させることで、ＢＮの均一分散が図られ被削性は大幅に向上する。そのためには少なくとも１０％以上のＢＮがＭｎＳと複合析出している必要がある。
ここでいうＢＮとは、図４にＴＥＭレプリカ写真で示し、図５のＥＤＸ分析でＢとＮのピークが明瞭に認められるＢとＮの化合物を指す。
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。
本発明の切削性に優れる鋼は低炭快削鋼であり、Ｃ、Ｍｎ、Ｓ、Ｂ以外に、Ｓｉ：０．００２〜０．５％、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：０．０００５〜０．２％、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％、Ｂｉ０．００５〜０．５％、Ｐｂ：０．０１〜０．５％のうちのを１種または２種以上を含有させてもよい。
次に、上述したようなＭｎＳ，ＢＮを微細分散させるための鋼の製造方法について説明する。
ＭｎＳを主成分としＢＮを複合析出した硫化物の微細分散は被削性向上に有効である。この硫化物を微細に分散させるにはＭｎＳを主成分としＢＮを複合析出した硫化物の晶析出を制御する必要があり、その制御には鋳造時の冷却速度範囲を規定する必要がある。冷却速度が１０℃／min 以下では凝固が遅すぎて晶出したＭｎＳを主成分としＢＮを複合析出した硫化物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硫化物の密度は飽和し、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。
ここでいう冷却速度とは、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冷却時の速度のことをいう。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。
なお、上記の鋳片厚み方向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部であり、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部である。
なお、上記の鋳片厚み方向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部であり、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部である。
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できる。
ＢＮは１０００℃以上でオーステナイト中に固溶する。１０００℃以下の温度では鋳造から粗圧延過程で析出したＢＮが粒界に残留しており、ＭｎＳを主成分としＢＮを複合析出した硫化物として複合析出できない。熱間圧延時の仕上げ（最終）圧延工程で１０００℃以上の温度で圧延することで一度固溶したＢＮがＭｎＳ硫化物を析出核として複合析出しやすくなる。１０００℃以下で最終圧延を行うと、ＢＮとＭｎＳを主成分とする硫化物の複合析出は起こりにくくなる。
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１）、表３（表１のつづき２）、表４（表１のつづき３）、表５（表１のつづき４）、表６（表１のつづき５）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７に条件を示すドリル穿孔試験と表８に条件を示すプランジ切削によって評価した。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：ｍ／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６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を主成分とする硫化物密度の測定は、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１００００倍で１視野８０μｍ2 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を主成分とする硫化物数に換算して算出した。表２、表４および表６の（１）式計算値で１以下のものは本発明の請求項１〜３を満たしている開発鋼である。
図２に本発明例のＭｎＳのＴＥＭレプリカ写真を示すとともに、図３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、密度に明確な差が見られる。
なお、表２、表４、表６の切削抵抗および切り層処理性とは次のとおりである。切削抵抗は旋盤のターレットに圧電素子型工具動力計（キスラー社製）を装着、その上に工具を通常の切削と同様の位置になるようにセットして、プランジ切削して測定した。これにより工具に負荷される主分力と背分力をそれぞれ電圧信号として測定することができる。切削速度、送り速度等の切削条件は切削表面粗さを評価したものと同様である。
切り屑処理性に関しては切り屑のカール時の曲率が小さいもの、あるいは分断されているものが好ましい。そこで切り屑が２０mmを超えた曲率半径で３巻き以上連続してカールして長く延びた切り屑を不良とした。巻数が多くとも曲率半径が小さいもの、あるいは曲率半径が大きくとも切り屑長さが１００mmに達しなかったものは良好とした。
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とＢＮの複合析出の効果により非常に優れた値を得ることができた。
Claims (4)
- 質量％で、
Ｃ：０．００５〜０．２％、
Ｓｉ：０．００２〜０．５％、
Ｍｎ：０．３〜３．０％、
Ｐ：０．００１〜０．２％、
Ｓ：０．２５〜０．７５％、
total-Ｎ：０．００１〜０．０２％、
total-Ｏ：０．０００５〜０．０３５％、
Ｂ：０．００２〜０．０１４％、
Ａｌ：０．００１〜０．１％
を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、鋼材の圧延方向と平行な断面において抽出レプリカ法にて採取して透過電子顕微鏡で観察する円相当径で０．１〜０．５μｍのＭｎＳの存在密度が１０，０００個／mm2 以上であり、かつ該ＭｎＳのうち、窒化ホウ素（ＢＮ）が複合析出しているＭｎＳの個数割合が１０％以上であることを特徴とする被削性に優れる鋼。 - 前記ＳおよびＢ含有量の範囲において、下記（１）式を満足する図１に示すＡ，Ｂ，Ｃ，Ｄで囲まれる領域内にあるＳおよびＢ量を含有することを特徴とする請求項１記載の被削性に優れる鋼。
（Ｂ−０．００８）2／０．００６2＋(Ｓ−０．５）2／０．２５2≦１
…（１）式 - 前記鋼が、さらに、質量％で、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：０．０００５〜０．２％、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％、Ｂｉ０．００５〜０．５％、Ｐｂ：０．０１〜０．５％のうちのを１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１または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の冷却速度で冷却し、更に熱間圧延に際し、仕上がり温度を１０００℃以上とする圧延することにより、抽出レプリカ法にて採取して透過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で０．１〜０．５μｍのＭｎＳの存在密度が１０，０００個／mm2以上であり、かつ該ＭｎＳのうち、数において１０％以上の硫化物に窒化ホウ素（ＢＮ）が複合析出するようにすることを特徴とする被削性に優れる鋼の製造方法。
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