JP4348163B2 - 被削性に優れる鋼及びその製造方法 - Google Patents

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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。
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。
(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。
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。
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。
本発明による鋼のS量とB量との最適範囲を示す図である。 本発明によるMnSのTEMレプリカ写真である。 比較鋼のMnSのTEMレプリカ写真である。 本発明によるMnSを主成分としBNを複合析出した硫化物の形態を示すTEMレプリカ写真である。 BNのEDX分析結果を示す図である。 プランジ切削方法を示す図である。

Claims (4)

  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
  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請求項1または2に記載の被削性に優れる鋼。
  4. 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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CN2007101960130A CN101215665B (zh) 2002-11-15 2003-11-14 切削性优良的钢及其制造方法
TW092132048A TWI249579B (en) 2002-11-15 2003-11-14 A steel having an excellent cuttability and a method for producing the same
PCT/JP2003/014547 WO2004050932A1 (ja) 2002-11-15 2003-11-14 被削性に優れる鋼とその製造方法
US10/534,858 US7488396B2 (en) 2002-11-15 2003-11-14 Superior in machinability and method of production of same
US12/288,542 US8137484B2 (en) 2002-11-15 2008-10-20 Method of production of steel superior in machinability

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Families Citing this family (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2006255848A (ja) * 2005-03-18 2006-09-28 Nippon Steel Corp 低炭快削鋼の切削工具及び切削方法
JP4546917B2 (ja) * 2005-11-28 2010-09-22 新日本製鐵株式会社 高温延性に優れた快削鋼
JP5212111B2 (ja) * 2006-11-28 2013-06-19 新日鐵住金株式会社 製造性に優れた快削鋼
JP5326203B2 (ja) * 2006-11-28 2013-10-30 新日鐵住金株式会社 Bを添加した低炭快削鋼の製造方法
JP6103746B2 (ja) * 2012-08-23 2017-03-29 国立研究開発法人物質・材料研究機構 快削鉄系形状記憶合金
JP5954484B2 (ja) 2013-02-18 2016-07-20 新日鐵住金株式会社 鉛快削鋼
KR101685863B1 (ko) 2013-02-18 2016-12-12 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 납 쾌삭강
KR101676187B1 (ko) * 2015-09-04 2016-11-15 주식회사 포스코 냉간가공성이 우수한 선형 또는 봉형 강 및 그 제조방법

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* Cited by examiner, † Cited by third party
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JPH11293391A (ja) * 1998-04-13 1999-10-26 Kobe Steel Ltd 切屑処理性に優れた低炭素快削鋼およびその製造方法
JP2002249823A (ja) * 2001-02-22 2002-09-06 Kawasaki Steel Corp 快削鋼の製造方法

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