JP5954483B2 - 鉛快削鋼 - Google Patents

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Description

本発明は、快削鋼に関し、さらに詳しくは、鉛を含有する鉛快削鋼に関する。
自動車や電化製品等の一般的な機械製品は複数の部品を含む。これらの部品の多くは、切削加工により製造される。したがって、部品の素材となる鋼には、「削られやすさ」、つまり、優れた被削性が要求される。
快削鋼は被削性に優れる。代表的な快削鋼はたとえば、JIS規格に規定されたSUM23、SUM24L等である。Pbは鋼の被削性を高めるため、快削鋼の多くはPbを含有する。以下、Pbを含有する快削鋼を鉛快削鋼と称する。
近年、環境への配慮から、Pb含有量を抑えた快削鋼や、Pbを含有しないPbフリー快削鋼が提案されている。しかしながら、被削性は鉛快削鋼の方が優れる。したがって、現在でも鉛快削鋼の需要は高い。最近では、部品の形状及び表面粗さ等の表面品質に対してさらに高い精度が要求されている。そのため、鉛快削鋼においてもさらなる被削性の向上が求められている。
従来から、Pbを含有すれば、被削性が高まることは知られている。しかしながら、鋼中でのPbの存在形態についての報告事例はほとんどない。また、上述の低炭素鉛快削鋼SUM24LはPb、S及びPを含有する。しかしながら、SUM24Lでも被削性が十分ではない場合があり、所望の表面粗さが得られない場合がある。また、SUM24Lに相当する化学組成に、被削性を高めるSやPをさらに含有すれば、被削性が高まるものの、製造工程中に割れやすくなる。
特開平11−222646号公報(特許文献1)及び特開2004−176175号公報(特許文献2)は、快削鋼の被削性の改善を提案する。具体的には、特許文献1及び特許文献2では、鋼中のMnS介在物の形態を制御して、鋼の被削性を高めている。
特開平11−222646号公報 特開2004−176175号公報
しかしながら、鉛快削鋼の場合、MnS介在物の形態を単に制御しただけでは、十分な被削性が得られない場合がある。
本発明の目的は、被削性に優れた鉛快削鋼を提供することである。
本実施形態による鉛快削鋼は、質量%で、C:0.005〜0.2%、Mn:0.3〜2.0%、P:0.005〜0.2%、S:0.01〜0.7%、Pb:0.03〜0.5%、N:0.004〜0.02%、及び、O:0.003〜0.03%を含有し、残部はFe及び不純物からなる。さらに、鋼中の0.01〜0.5μmの円相当径を有するPb介在物数が10000個/mm以上である。
本実施形態による鉛快削鋼は、優れた被削性を有する。
好ましくは、上記鉛快削鋼では、鋼中の0.01〜0.5μmの円相当径を有するPb介在物数と、0.01〜0.5μmの円相当径を有するMnS介在物数との総計が15000個/mm以上である。
上記鉛快削鋼は、Feの一部に代えて、Cu:0.5%以下、Ni:0.5%以下、及び、Sn:0.5%以下からなる群から選択される1種又は2種以上を含有してもよい。また、上記鉛快削鋼は、Feの一部に代えて、Te:0.2%以下、及び、Bi:0.5%以下からなる群から選択される1種以上を含有してもよい。さらに上記快削鋼はFeの一部に代えて、Cr:0.5%以下、及び、Mo:0.5%以下からなる群から選択される1種以上を含有してもよい。
図1Aは、切削時において、構成刃先が大きい場合の切削面近傍の断面図である。 図1Bは、切削時において、構成刃先が小さい場合の切削面近傍の断面図である。 図2は、鋼中のPb介在物及びPb−MnS介在物の写真画像である。 図3は、マトリクス中の微細なPb介在物の写真画像である。 図4は、鋳造工程における冷却速度を説明するための模式図である。 図5Aは、プランジ切削試験を説明するための模式図である。 図5Bは、プランジ切削試験を説明するための他の模式図である。
以下、図面を参照し、本発明の実施の形態を詳しく説明する。図中同一又は相当部分には同一符号を付してその説明は繰り返さない。以下、元素の含有量の「%」は、質量%を意味する。
本発明者らは、鉛快削鋼中のPb介在物及びMnS介在物の形態と被削性との関係に注目し、調査及び検討を行った。その結果、本発明者らは次の知見を得た。
(A)鋼の被削性が高ければ、切削加工された鋼材の表面粗さは良好になり、切削工具の寿命も伸びる。被削性は、切削中に切削工具の刃先に付着する「構成刃先」の影響を受ける。
構成刃先とは、切削されている鋼材の一部であって、切削加工中の切削工具の刃先に付着するものを意味する。切削中において、構成刃先は工具からの脱落と付着とを繰り返しながら、実質的な刃先として機能する。したがって、構成刃先は、被削性に影響する。
図1A及び図1Bは、切削加工の途中で切削工具を取り外した後の、切削面近傍の断面図である。図中の白色の破線は、切削工具3の刃先位置を意味する。図1Aでは、大きな構成刃先2が形成されており、構成刃先2が切削工具3から離れて鋼材1に付着している。一方、図1Bでは、構成刃先が図1Aよりも十分に小さかったため、切削工具3とともに鋼材1から脱離している。
以上のとおり、構成刃先が大きく成長すれば、構成刃先が鋼材に付着しやすくなる。鋼材に付着した構成刃先は、切削工具と再び接触する。このとき切削工具が損傷する場合がある。さらに、鋼材に付着した構成刃先により、鋼材の切削表面の表面粗さが粗くなる場合がある。さらに、構成刃先が切削工具から脱離する場合、構成刃先の一部が切削工具に残存する場合がある。この場合、残存した構成刃先の一部が核となり、再び構成刃先が成長してしまう。そのため、切削工具が損傷したり、鋼材表面が粗くなる。
一方、図1Bのように構成刃先が小さい場合、構成刃先は鋼材及び切削工具から容易に脱離しやすい。この場合、構成刃先が切削工具の寿命に影響しにくく、鋼材の表面粗さも良好に(小さく)なりやすい。
以上のとおり、構成刃先は小さい方が好ましく、切削時に構成刃先が成長しにくい方が好ましい。構成刃先が小さい場合、構成刃先の脱落に伴うクラック生成が促進される。さらに、構成刃先は微細なまま頻繁に脱落するため、表面粗さが良好になり、工具寿命も伸びる。すなわち、被削性が高まる。
(B)図2は、ミクロ組織観察により得られた鉛快削鋼の断面写真である。図2を参照して、鉛快削鋼中には、マトリクス100と、Pb介在物4と、MnS介在物と、Pb−MnS介在物7とが存在する。本明細書において、Pb介在物4とは、Pb及び不純物からなる介在物を意味する。MnS介在物は、Mn、S及び不純物からなる介在物を意味する。Pb−MnS介在物7とは、MnS介在物5と、MnS介在物5の表面に付着するPb6とを含有する介在物を意味する。これらの3つの介在物を総称して、本明細書では、「快削介在物」と称する。
鋼材の延伸方向(たとえば圧延方向)の断面における、各介在物(Pb介在物4、MnS介在物及びPb−MnS介在物7)の円相当径は、0.5μmよりも大きい場合がある。以下、0.5μmよりも大きい円相当径を有するPb介在物、MnS介在物及びPb−MnS介在物を、「粗大快削介在物」と称する。粗大快削介在物は、切削時において、応力集中を引き起こしてクラック発生及び進展を促進する。粗大快削介在物のアスペクト比が小さく、球状であるほど、応力集中が起こりやすく、クラックが発生及び進展しやすい。
(C)一方、マトリクス100中には、鋼材の延伸方向の断面における円相当径が0.5μm以下のPb介在物が存在する。以下、鋼材の延伸方向の断面における円相当径が0.01〜0.5μmのPb介在物を「微細Pb介在物」と称する。
図3は、レプリカ抽出法により得られた、本実施形態の鉛快削鋼のマトリクス100中の微細Pb介在物40の写真画像である。図3を参照して、マトリクス100中には、アスペクト比が小さい球状の微細Pb介在物40が分散して存在する。
微細Pb介在物は、マトリクスを脆化する。したがってマトリクス中に微細Pb介在物が多数分散していれば、構成刃先が粗大に成長することなく、微細な構成刃先が生成及び脱落を繰り返しやすい。その結果、鉛快削鋼の被削性が高まる。具体的には、微細Pb介在物数が10000個/mm以上であれば、優れた被削性が得られる。
(D)マトリクス中に、微細Pb介在物とともに、鋼材の延伸方向の断面における円相当径が0.01〜0.5μmのMnS介在物が多数存在すれば、さらに優れた被削性が得られる。以下、鋼材の延伸方向の断面における円相当径が0.01〜0.5μmのMnS介在物を、「微細MnS介在物」と称する。微細MnS介在物は、微細Pb介在物よりも効果が低いものの、マトリクスを脆化する。したがって、微細Pb介在物だけでなく、微細MnS介在物もマトリクスに多数分散していれば、被削性がさらに高まる。具体的には、微細Pb介在物数及び微細MnS介在物数の総計が15000個/mm以上であれば、鉛快削鋼の被削性はさらに高まる。
以上の知見に基づいて、本発明者らは、本実施形態による鉛快削鋼を完成した。以下、本実施形態による鉛快削鋼について詳述する。
[化学組成]
本実施の形態による鉛快削鋼は、以下の化学組成を有する。
C:0.005〜0.2%
炭素(C)は、鋼の強度を高める。Cはさらに、鋼中の酸素量及び被削性に影響を与える。C含有量が低すぎれば、鋼中に酸素が多量に残存し、ピンホールが発生する。さらに、硬質酸化物が生成され、被削性が低下する。一方、C含有量が高すぎれば、鋼の強度が高くなり過ぎ、被削性が低下する。したがって、C含有量は0.005〜0.2%である。C含有量の好ましい下限は0.005%よりも高く、さらに好ましくは0.05%であり、さらに好ましくは0.07%である。C含有量の好ましい上限は0.2%未満であり、さらに好ましくは0.12%であり、さらに好ましくは0.09%である。
Mn:0.3〜2.0%
マンガン(Mn)は、溶鋼中において軟質な酸化物を形成し、硬質酸化物の生成を抑制する。そのため、鋼の被削性が高まる。Mnはさらに、Sと結合してMnSを形成し、固溶S量を低減する。固溶S量が低減すれば、高温脆化割れが抑制される。Mn含有量が低すぎれば、上記効果が得られにくい。Mn含有量が低すぎればさらに、SがMnSを形成する代わりにFeSを形成し、鋼が脆化する。一方、Mn含有量が高すぎれば、鋼の硬度が高くなりすぎ、被削性及び冷間加工性が低下する。したがって、Mn含有量は0.3〜2.0%である。Mn含有量の好ましい下限は0.3%よりも高く、さらに好ましくは0.5%であり、さらに好ましくは0.8%である。Mn含有量の好ましい上限は2.0%未満であり、さらに好ましくは1.8%であり、さらに好ましくは1.6%である。
P:0.005〜0.2%
燐(P)は鋼を脆化し、鋼の被削性を高める。P含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、P含有量が高すぎれば、被削性向上の効果が飽和する。P含有量が高すぎればさらに、鋼を安定的に製造することが困難になる。したがって、P含有量は0.005〜0.2%である。P含有量の好ましい下限は0.005%よりも高く、さらに好ましくは0.03%であり、さらに好ましくは0.05%である。P含有量の好ましい上限は0.2%未満であり、さらに好ましくは0.15%であり、さらに好ましくは0.1%である。
S:0.01〜0.7%
硫黄(S)は、Mnと結合してMnS介在物を形成する。MnS介在物は鋼の被削性を高める。さらに、Pbは、凝固過程で晶出したMnSの周辺に凝集されるため、MnSは、Pbを鋼中に均一に分散する。S含有量が低すぎれば、上記効果が得られない。一方、S含有量が高すぎれば、粗大なMnSを主成分とする硫化物が生成され、熱間変形特性が低下する。したがって、S含有量は0.01〜0.7%である。被削性と圧延等の製造性とのバランスを考慮した場合、S含有量の好ましい下限は0.01%よりも高く、さらに好ましくは0.05%であり、さらに好ましくは0.15%である。S含有量の好ましい上限は0.7%未満であり、さらに好ましくは0.5%であり、さらに好ましくは0.4%である。製造時における鋼の品質安定性を維持しつつ、被削性以外の機械的特定よりも被削性を優先する場合、好ましいS含有量は0.28%以上である。
Pb:0.03〜0.5%
鉛(Pb)はマトリクスのFeにほぼ固溶せず、軟質のPb介在物を形成する。Pbはさらに、MnS周辺に隣接し、Pb−MnS介在物を形成する。Pbはさらに、マトリクス中に微細Pb介在物として存在し、鋼の被削性を高める。Pb含有量が低すぎれば、上記効果が得られない。一方、Pb含有量が高すぎれば、鉛快削鋼を安定して製造するのが困難になる。したがって、Pb含有量は0.03〜0.5%である。Pb含有量の好ましい下限は0.03%よりも高く、さらに好ましくは0.1%であり、さらに好ましくは0.15%である。Pb含有量の好ましい上限は0.5%未満であり、さらに好ましくは0.4%であり、さらに好ましくは0.35%である。
N:0.004〜0.02%
窒素(N)は被削性及び切削後の表面粗さに影響を与える。N含有量が低すぎれば、切削時の鋼中の転位が動きやすい。そのため、マトリクスの延性が高くなり過ぎる。この場合、切削むしれが生じやすくなり、良好な表面粗さが得られない。一方、N含有量が高すぎれば、転位が動きにくくなる。この場合、鋼が脆化し、伸線や冷間鍛造等の切削以外の冷間加工時に鋼が割れやすくなる。したがって、N含有量は0.004〜0.02%である。N含有量の好ましい下限は0.004%よりも高く、さらに好ましくは0.006%であり、さらに好ましくは0.008%である。N含有量の好ましい上限は0.02%未満であり、さらに好ましくは0.018%であり、さらに好ましくは0.015%である。
O:0.003〜0.03%
酸素(O)は、MnSの形状に影響を与える。O含有量が低すぎる場合、MnS中の酸素量も低減する。そのため、MnSの延伸性が高まる。圧延等により鋼を加工した場合、所定の方向(たとえば圧延方向)にMnSが延伸しやすくなり、鋼に異方性が生じやすくなる。この場合、切削時に構成刃先が大型化したり、切削された鋼部分の不規則な脱落が生じる。そのため、鋼の表面が粗くなったり、工具が劣化したりする。本実施形態では特に、MnSの形状はPbの分散に影響する。そのため、アスペクト比の高い(つまり、延伸した)MnSは好ましくない。一方、O含有量が高すぎる場合、鋼中で過剰な硬質酸化物が形成され、鋼の被削性が低下する。したがって、O含有量は0.003〜0.03%である。O含有量の好ましい下限は0.003%よりも高く、さらに好ましくは0.005%であり、さらに好ましくは0.008%であり、さらに好ましくは0.012%である。O含有量の好ましい上限は0.03%未満であり、さらに好ましくは0.025%であり、さらに好ましくは0.022%である。耐火物の溶損等を考慮した場合、O含有量のさらに好ましい上限は0.018%である。
本実施の形態による鉛快削鋼の残部は鉄(Fe)及び不純物からなる。ここでいう不純物は、鋼の原料として利用される鉱石やスクラップ、又は製造過程の環境等から混入される元素をいう。
[微細Pb介在物について]
本実施形態による快削鋼では、鋼材の延伸方向の断面における円相当径が0.01〜0.5μmのPb介在物(微細Pb介在物)数NPbが10000個/mm以上である。上述のとおり、微細Pb介在物がマトリクス中に多数分散することにより、マトリクスが脆化する。そのため、切削時において、微細な構成刃先が頻繁に生成及び脱落する。その結果、被削性が高まる。微細Pb介在物数NPbが10000個/mm未満である場合、マトリクスが十分に脆化しない。そのため、構成刃先の生成及び離脱が粗大快削介在物の形状に起因しやすくなる。鋼中にアスペクト比が大きい(つまり、延伸した)粗大快削介在物が存在する場合、粗大介在物を含む鋼部分の材質が不均一になる。そのため、構成刃先の付着、生成及び成長も切削刃先の幅方向に不均一に生じやすくなる。この場合、構成刃先は凹凸が大きく、かつ、粗大になりやすい。その結果、離脱する構成刃先の脱落片の形状がイレギュラーかつ大きくなり、工具損傷の原因になったり表面粗さを劣化させたりする。つまり、被削性が低下する。
微細Pb介在物数NPbは好ましくは15000個/mm以上であり、さらに好ましくは20000個/mm以上である。微細Pb介在物数NPbの上限は特に限定されない。微細Pb介在物数NPbの上限はたとえば100万個/mmである。
[微細MnS介在物について]
好ましくはさらに、鋼材の延伸方向の断面において、上記微細Pb介在物数と、0.01〜0.5μmの円相当径を有するMnS介在物(微細MnS介在物)数の総数(以下、微細快削介在物総数TNという)が、15000個/mm以上である。微細MnS介在物は、微細Pb介在物よりも効果は小さいものの、マトリクスを脆化する。したがって、微細快削介在物総数TNが15000個/mm以上である場合、マトリクスはさらに脆化し、被削性がさらに高まる。
微細快削介在物総数TNは好ましくは20000個/mm以上であり、さらに好ましくは25000個/mm以上である。微細快削介在物総数TNの上限は特に限定されない。微細快削介在物総数TNの上限はたとえば、100万個/mmである。
[微細Pb介在物数NPb及び微細快削介在物総数TNの測定方法]
微細Pb介在物数NPb及び微細快削介在物総数TNは、次の測定方法で求められる。鉛快削鋼材(たとえば、棒鋼、線材等)の延伸方向(たとえば圧延方向)に平行であり、鉛快削鋼材の中心線を含む断面(以下、主面という)を研磨する。主面において、鉛快削鋼材の表面から径方向に向かって半径の1/2深さの位置(いわゆるR/2位置)部分から試験片を採取する。試験片の主面から、抽出レプリカ法に基づいて、サンプルを作成する。透過電子顕微鏡(TEM)を用いて、サンプル表面のうち任意の10視野のTEM画像を得る。TEMの倍率は20000倍とする。各視野の面積は50μm(10μm×5μm、つまり、5×10−4mm)とする。
各視野において、介在物を同定する。具体的には、EPMA(電子線マイクロアナライザ)又はEDS(エネルギ分散型X線マイクロアナライザ)により、介在物を同定する。これにより、Pb介在物及びMnS介在物を特定できる。
さらに、各視野の各介在物の円相当径を求める。円相当径とは、介在物の面積を同じ面積の円に換算した場合の円の直径を意味する。円相当径は、TEM画像を用いて周知の粒度分布測定ソフトウェアを用いて測定できる。
以上の測定により、10視野中の円相当径0.01〜0.5μmのPb介在物(微細Pb介在物)の総数N1(個)及び10視野中の円相当径0.01〜0.5μmのMnS介在物(微細MnS介在物)の総数N2(個)を求める。そして、次の式(1)及び式(2)により、微細Pb介在物数NPb(個/mm)と、微細快削介在物総数TN(個/mm)とを求める。
Pb=N1/TA (1)
TN=(N1+N2)/TA (2)
ここで、TA(mm)は、10視野の総面積である。上記条件において、TA=5×10−4(mm)である。
[選択元素について]
本実施の形態による鉛快削鋼はさらに、Feの一部に代えて、Cu、Ni及びSnからなる群から選択される1種又は2種以上を含有してもよい。これらの選択元素は耐食性を高める。
Cu:0.5%以下
銅(Cu)は選択元素である。Cuは鋼の耐食性を高める。Cuはさらに、鋼の被削性を高める。一方、Cu含有量が高すぎれば、鋼の熱間延性が低下する。したがって、Cu含有量は0.5%以下である。Cu含有量が0.05%以上であれば、上記効果が顕著に得られる。Cu含有量のさらに好ましい下限は、0.07%であり、さらに好ましくは0.15%である。Cu含有量の好ましい上限は0.5%未満であり、さらに好ましくは0.4%であり、さらに好ましくは0.3%である。
Ni:0.5%以下
ニッケル(Ni)は選択元素である。Niは鋼の耐食性を高める。Niはさらに、鋼の延性を高める。鉛快削鋼がCuを含有する場合は、Niは鉛快削鋼の脆化を抑制し、鋼の製造安定性を高める。一方、Ni含有量が高すぎれば、延性が高くなりすぎ、被削性が低下する。したがって、Ni含有量は0.5%以下である。Ni含有量が0.05%以上であれば、上記効果が顕著に得られる。Ni含有量のさらに好ましい下限は、0.1%である。Ni含有量の好ましい上限は0.5%未満であり、さらに好ましくは0.4%であり、さらに好ましくは0.3%である。
Sn:0.5%以下
錫(Sn)は選択元素である。Snは鋼の耐食性を高める。Snはさらに、鋼の被削性を高める。一方、Sn含有量が高すぎれば、鋼の熱間延性が低下する。したがって、Sn含有量は0.5%以下である。Sn含有量が0.05%以上であれば、上記効果が顕著に得られる。Sn含有量のさらに好ましい下限は0.1%であり、さらに好ましくは0.2%である。Sn含有量の好ましい上限は0.5%未満であり、さらに好ましくは0.4%であり、さらに好ましくは0.3%である。
本実施形態による鉛快削鋼はさらに、Feの一部に代えて、Te及びBiからなる群から選択される1種以上を含有してもよい。これらの元素は選択元素であり、鋼の被削性を高める。
Te:0.2%以下
テルル(Te)は選択元素である。Teは鋼の被削性を高める。Teは特に、快削介在物の形状制御に有効であり、具体的には、MnS介在物、Pb−MnS介在物のアスペクト比を小さくする。一方、Te含有量が高すぎれば、鋼の熱間延性が低下する。したがって、Te含有量は0.2%以下である。Te含有量が0.0003%以上であれば、上記効果が顕著に得られる。Te含有量のさらに好ましい下限は0.0008%であり、さらに好ましくは0.01%である。Te含有量の好ましい上限は0.2%未満であり、さらに好ましくは0.1%であり、さらに好ましくは0.05%である。
Bi:0.5%以下
ビスマス(Bi)は選択元素である。Biは鋼の被削性を高める。一方、Bi含有量が高すぎれば、鋼の熱間延性が低下する。したがって、Bi含有量は0.5%以下である。Bi含有量が0.005%以上であれば、上記効果が顕著に得られる。Bi含有量のさらに好ましい下限は0.008%であり、さらに好ましくは0.01%である。Bi含有量の好ましい上限は0.5%未満であり、さらに好ましくは0.1%であり、さらに好ましくは0.05%である。
本実施の形態による鉛快削鋼はさらに、Feの一部に代えて、Cr及びMoからなる群から選択される1種以上を含有してもよい。これらの選択元素は圧延後の鋼の硬さを高める。
Cr、Moは焼き入れ性を高める。そのため、本実施形態の鉛快削鋼のような低炭素鋼においても、圧延後の素材の強度を調整するために有効な場合がある。本実施形態の鉛快削鋼は、伸線されて加工硬化した材料を削る場合が多い。一般に鋼は硬い方が表面粗さに優れるものの、工具摩耗が促進される。そのため、鋼の硬さは寸法精度に影響する。精密部品において、伸線による加工硬化後の鋼の硬さを150〜250HV程度に制御することが好ましく、さらに、加工する形状や切削量によって最適な硬さに調整することが好ましい。
伸線による加工硬化後の鋼の硬さは圧延後の鋼の硬さ、加工硬化特性及び加工量で決定づけられる。加工量(たとえば伸線減面率)が小さい場合、加工後の硬さは大きくなりにくい。そのため、あらかじめ圧延後の鋼の硬さを高めておくことが有効である。そのためにはCr及び/又はMoのような焼き入れ性を向上する元素が有効である。
Cr:0.5%以下
クロム(Cr)は選択元素である。Crは圧延後の鋼の硬さを高める。Cr含有量が高すぎれば、鋼が硬くなりすぎたり、快削鋼としての被削性が得られにくくなる。したがって、Cr含有量は0.5%以下である。Cr含有量が0.05%以上であれば、上記効果が顕著に得られる。Cr含有量の好ましい下限は0.08%であり、さらに好ましくは0.1%である。Cr含有量の好ましい上限は0.5%未満であり、さらに好ましくは0.3%であり、さらに好ましくは0.2%である。
Mo:0.5%以下
モリブデン(Mo)は選択元素である。Moは圧延後の鋼の硬さを高める。Mo含有量が高すぎれば、鋼が硬くなりすぎたり、快削鋼としての被削性が得られにくくなる。したがって、Mo含有量は0.5%以下である。Mo含有量が0.02%以上であれば、上記効果が顕著に得られる。Mo含有量の好ましい下限は0.03%である。Mo含有量の好ましい上限は0.2%未満であり、さらに好ましくは0.1%である。
[製造方法]
上述の鉛快削鋼の製造方法の一例を次に説明する。
初めに、上述の化学組成を満たす溶鋼を連続鋳造法により鋳片にする。又は、溶鋼を造塊法によりインゴットにする。(鋳造工程)。そして、鋳片又はインゴットを熱間加工して鉛快削鋼材を製造する(熱間加工工程)。以下、それぞれの工程について詳述する。
[鋳造工程]
鋳造工程では、溶鋼を鋳造して鋳片を製造する。鋳片の横断面積はたとえば、350mm×560mm、220mm×220mm及び150mm×150mmのいずれかである。その素材の断面積及び凝固過程での冷却条件により、溶鋼の冷却速度RCが制御される。Pbは溶鋼への溶解度がほとんどなく、溶鋼中で液滴として分散する。凝固時において、PbはMnS介在物と凝集して粗大快削介在物(Pb−MnS介在物)を形成したり、Pb粒同士で凝集して粗大なPb介在物を生成したりする。Pbはさらに、微細Pb介在物も生成する。溶鋼を十分に攪拌し、かつ、凝固時における冷却速度RCを制御することにより、微細Pb介在物が鋼中で多数分散する。
図4は、鋳造された鋳片の横断面図である。厚さW(mm)の鋳片のうち、表面から素材中心に向かってW/4の位置の地点P1において、液相線温度から固相線温度までの冷却速度を、鋳造工程S1における冷却速度RC(℃/min)と定義する。冷却速度RCが15〜30℃/minであれば、微細Pb介在物が鋼中に多数分散する。
冷却速度RCが15℃/min未満である場合、凝固が遅すぎるため、Pbが沈降したり、MnS介在物周辺に凝集して粗大なPb−MnS介在物を生成したりする。そのため、微細Pb介在物数NPbが10000個/mm未満になる。
一方、冷却速度RCが30℃/minを超えれば、固溶Sが過剰に増大する。その結果、鋼の熱間延性が低下する。そのため、連続鋳造法により素材(鋳片)を製造する場合、ブレークアウトが発生する場合がある。また、熱間加工中に素材が割れたり、割れに起因する疵が発生したりする場合がある。
冷却速度RCは次の方法で求めることができる。凝固後の素材を横断方向に切断する。素材の横断面のうち、地点P1での凝固組織の厚み方向の2次デンドライトアーム間隔λ2(μm)を測定する。測定値λ2を用いて、次の式(3)に基づいて冷却速度RC(℃/min)を求める。
RC=(λ2/770)−(1/0.41) (3)
2次デンドライトアーム間隔λ2は冷却速度に依存する。したがって、2次デンドライトアーム間隔λ2を測定することにより冷却速度RCを求めることができる。
さらに、連続鋳造時において、溶鋼を十分に攪拌する。具体的には、連続鋳造時にモールド内の溶鋼を攪拌して、溶鋼流速VEを10〜40cm/sにする。
溶鋼流速VEが10cm/s未満であれば、攪拌が不十分である。そのため、微細Pb介在物が生成、均一に分散しにくく、微細Pb介在物数NPbが10000個/mm未満になる。一方、溶鋼流速VEが40cm/sを超えると、湯面の変動が大きくなり過ぎ、連続鋳造が困難になる。
以上のとおり、溶鋼流速VEと、冷却速度RCとを制御することにより、微細Pb介在物数NPbを10000個/mm以上とすることができる。
上述の鋳造工程では、連続鋳造による製造を説明した。しかしながら、造塊法によりインゴットを製造してもよい。この場合、断面積が40000mm以下(たとえば、200mm×200mm)の鋳型を用いて上注ぎによる造塊を実施する。この場合、10〜40cm/sの溶鋼流速VEに相当する速度で溶鋼が攪拌され、冷却速度RCも15〜30℃/minとなる。
[熱間加工工程]
熱間加工工程では、初めに、素材を加熱する。そして、加熱された素材を熱間加工して鉛快削鋼材を製造する。鉛快削鋼材はたとえば、棒鋼や線材、ビレット等である。熱間加工はたとえば、分塊圧延、V−Hスタンドによる連続圧延、熱間鍛造等である。
熱間加工工程では、熱間加工開始時の素材の表面温度(以下、加工開始温度という)を1000℃以上とする。加工開始温度が低い場合、微細Pb介在物が偏在し、均一に分散しないため、微細Pb介在物数NPbが10000個/mm以上とならない。
さらに、微細MnS介在物は、熱間加工時に多数生成する。加工開始温度が1000℃未満である場合、微細MnS介在物が十分に生成されない場合がある。この場合、微細快削介在物総数TNが15000個/mm未満となる場合がある。
熱間加工工程において熱間加工が複数回実施される場合もあり得る。たとえば、素材を加熱して分塊圧延を実施し(第1回目の熱間加工)、次いで、分塊圧延された素材を再度加熱して製品圧延して棒鋼を製造する(第2回目の熱間加工)等の場合である。この場合、少なくとも1回の熱間加工時(第1回目の熱間加工時)の加工開始温度を1000℃以上にすれば、微細Pb介在物数NPbは10000個/mm以上になる。
Pb含有量が0.15%未満である場合、好ましい冷却速度RCは20℃/min以上であり、好ましい溶鋼流速VEは20cm/s以上である。Pb含有量が0.15%未満である場合、微細Pb介在物数NPbが10000個/mm以上となるものの、15000個/mm未満となる場合が多い。この場合、微細快削介在物総数TNが15000個/mm以上となるためには、微細MnS介在物が多数生成される方が好ましい。冷却速度RCが20℃/min以上であり、かつ、溶鋼流速VEが20cm/s以上であれば、熱間加工時において微細MnS介在物が多数生成する。そのため、微細快削介在物総数TNが15000個/mm以上になり、さらに優れた被削性が得られる。
なお、加工開始温度が1000℃以上であれば、熱間加工中の粗大快削介在物の延伸も抑制される。
加工開始温度は、たとえば、熱間加工装置(分塊圧延機、連続圧延機、熱間鍛造機等)の入側に配置された放射温度計により測定可能である。
種々の化学組成及び製造条件で鉛快削鋼を製造し、被削性を評価した。
[試験方法]
表1に示す化学組成を有する試験番号1〜25の溶鋼を製造した。
溶鋼を用いて連続鋳造法により、素材(鋳片断面220×220mm)を製造した。各試験番号の鋼を鋳造するときの冷却速度RC(℃/min)は表1に示すとおりであった。各試験番号の冷却速度RCは、2次デンドライトアーム間隔を測定して、上述の式(3)に基づき計算によって求めた。また、連続鋳造時において、モールド内の溶鋼に対して、電磁攪拌を実施した。電磁攪拌時の各試験番号の溶鋼流速VE(cm/s)は表1に示すとおりであった。
各試験番号の素材に対して、熱間加工を実施して50mmの外径を有する丸棒材を製造した。各熱間加工では、分塊圧延、延伸圧延及び熱間鍛造のいずれかを実施した。各試験番号の最初の熱間加工において、加工開始温度T(℃)を測定した。各試験番号での加工開始温度Tを表1に示す。
各試験番号において、各熱間加工を実施するごとに、熱間加工後の素材の表面を観察し、割れの有無を確認した。割れが発生している場合、その試験番号の試験を中止した。
[快削介在物観察試験]
各試験番号の丸棒材から、組織観察用の試験片を採取した。試験片の表面のうち、丸棒材の長手方向(つまり、圧延方向又は延伸方向)と平行であり、かつ、丸棒材の中心線を含む断面を検鏡面と定義した。上述の方法に基づいて、検鏡面において、微細Pb介在物数NPb(個/mm)及び微細快削介在物総数TN(個/mm)を求めた。表1に、各試験番号の微細Pb介在物数NPb及び微細快削介在物総数TNを示す。
[ドリル穿孔試験]
各試験番号の鋼の被削性を、ドリル穿孔試験で評価した。ドリル穿孔試験では、各試験番号の丸棒材に対して、ドリルを用いて任意の切削速度で15mm深さの穴を複数回形成し続けた。そして、累計の穴深さが1000mmとなるまで切削可能(つまり、15mm深さの穴が67個以上穿孔可能)であった最高の切削速度VL1000(m/min)を求めた。
具体的には、NACHI(商標)製の直径5mmのドリルを用いた。ドリルの突出し量を60mm、送りを0.33mm/revとし、穿孔時には市販の水溶性切削油を用いた。穿孔方向は、丸棒材の長手方向と垂直な方向(横断方向)とした。ドリルが溶損又は折損するまで繰り返し穴開け加工を実施し、切削速度VL1000を求めた。切削速度VL1000が大きいほど、高速で多くの穴を穿孔可能なことを意味するため、工具寿命に優れ、被削性が高いと判断した。
[プランジ切削試験]
各試験番号の鋼の切削後の表面粗さを、図5A及び図5Bに示すプランジ切削試験で評価した。プランジ切削試験では、突切工具20を用いて、丸棒材30を軸周りに回転させながら丸棒材30の表面を切削して、図5Bに示すとおり、溝G1〜G10を順次形成した。具体的には、突切工具20を丸棒材30の半径方向に前進して溝G1を形成した。その後、図5B中の矢印のとおり、突切工具20を丸棒材30の半径方向に後進し、その後、丸棒材の軸方向に所定距離移動した。そして、突切工具20を再び半径方向に前進して、溝G2を形成した。その後、同様に溝G3〜溝G10を順次形成した。溝G10を形成後、突切工具20を再び溝G1の位置まで移動し、溝G1〜溝G10に対して再び溝加工を繰り返した。200溝加工(各溝G1〜G10ごとに20溝加工)実施した後、溝G10の底面の表面粗さを評価した。
突切工具20の素材はJIS規格のSHK57に相当し、すくい角は20°、逃げ角は6°であった。溝加工時の突切工具20の切削速度は80m/minであり、送りは0.05mm/revであった。切削時には市販の不水溶性切削油を使用した。
表面粗さは、次の方法で測定した。200溝加工後の溝G10の底面において、触針式表面粗さ計を用いて、JIS B0601(1972)に準拠して最高高さRmax(μm)を測定した。最高高さRmaxが小さいほど、切削性に優れると評価した。
[試験結果]
試験結果を表1に示す。表1中の「加工割れ」欄の「有」は、熱間加工後に割れが確認されたことを意味する。「無」は、割れが確認されなかったことを意味する。「NPb」欄には、各試験番号の微細Pb介在物数NPb(個/mm)が記載されている。「TN」欄には各試験番号の微細快削介在物総数TN(個/mm)が記載されている。「VL1000」欄には、ドリル穿孔試験で得られた各試験番号の切削速度(m/min)が記載されている。「Rmax」欄には、プランジ切削試験で得られた各試験番号の表面の最大高さRmax(μm)が記載されている。
表1を参照して、試験番号1〜15では、化学組成が適切であり、鋳造工程における冷却速度RC(℃/min)、溶鋼流速VE(cm/s)、熱間加工工程における加工開始温度T(℃)も適切であった。そのため、鋼中の微細Pb介在物数NPb(個/mm)が10000個/mm以上であり、微細快削介在物総数TN(個/mm)が15000個/mm以上であった。そのため、試験番号1〜15の切削速度VL1000はいずれも高く、130m/min以上であった。さらに、試験番号1〜15の最大高さRmaxもいずれも小さく、14.5μm以下であった。
試験番号16では化学組成が適切であり、冷却速度RCは15〜30℃/minの範囲内であり、溶鋼流速VEは10〜40cm/sであり、加工開始温度Tは1000℃以上であった。そのため、切削速度VL1000は130m/min以上であり、最大高さRmaxも14.5μm以下であった。しかしながら、Pb含有量が0.15%未満であり、冷却速度RCが20℃/min未満であった。そのため、試験番号16では、鋼中の微細Pb介在物数NPb(個/mm)が10000個/mm以上であったものの、微細快削介在物総数TN(個/mm)が15000個/mm未満となった。そのため、切削速度VL1000及び最大高さRmaxはいずれも、試験番号1〜15よりも劣っていた。
一方、試験番号17では、化学組成が適切だったものの、鋳造工程での冷却速度RCが速すぎた。そのため、1回目の熱間加工後の素材に割れが確認された。
試験番号18では、化学組成が適切だったものの、冷却速度RCが遅すぎた。また、溶鋼流速VEも遅すぎた。さらに、加工開始温度Tが1000℃未満であった。そのため、丸棒材中の微細Pb介在物数NPb(個/mm)及び微細快削介在物総数TN(個/mm)がいずれも少なすぎた。その結果、切削速度VL1000が小さすぎ、最大高さRmaxも高すぎた。
試験番号19では、化学組成が適切であったものの、溶鋼流速VEが遅すぎた。そのため、微細Pb介在物数NPb(個/mm)が少なすぎ、最大高さRmaxが高かった。
試験番号20は、酸素含有量が低すぎた。さらに、溶鋼流速VEが遅すぎた。そのため、微細Pb介在物数NPb(個/mm)が少なすぎ、切削速度VL1000が小さく、最大高さRmaxも高かった。
試験番号21では化学組成は適切であったものの、冷却速度RC及び溶鋼流速VEが遅すぎた。そのため、微細Pb介在物数NPb(個/mm)が少なすぎ、最大高さRmaxが高かった。
試験番号22では、N含有量が低すぎた。そのため、最大高さRmaxが大きく、被削性が低かった。N含有量が低かったため、マトリクスの延性が高くなり過ぎたと考えられる。
試験番号23では、化学組成が適切だったものの、冷却速度RC及び溶鋼流速VEが遅すぎた。そのため、微細Pb介在物数NPb(個/mm)が少なすぎ、切削速度VEが小さく、最大高さRmaxが高かった。
試験番号24では、化学組成、冷却速度RC及び溶鋼流速VEが適切であったものの、加工開始温度Tが1000℃未満であった。そのため、微細Pb介在物数NPb(個/mm)が少なすぎ、切削速度VEが小さく、最大高さRmaxが高かった。
試験番号25では、化学組成、溶鋼流速VE及び加工開始温度Tが適切であったものの、冷却速度RCが遅すぎた。そのため、微細Pb介在物数NPb(個/mm)が少なすぎ、切削速度VEが小さく、最大高さRmaxが高かった。
以上、本発明の実施の形態を説明したが、上述した実施の形態は本発明を実施するための例示に過ぎない。よって、本発明は上述した実施の形態に限定されることなく、その趣旨を逸脱しない範囲内で上述した実施の形態を適宜変形して実施することが可能である。

Claims (5)

  1. 質量%で、
    C:0.005〜0.2%、
    Mn:0.3〜2.0%、
    P:0.005〜0.2%、
    S:0.01〜0.7%、
    Pb:0.03〜0.5%、
    N:0.004〜0.02%、及び、
    O:0.003〜0.03%、
    を含有し、残部はFe及び不純物からなり、
    鋼中の0.01〜0.5μmの円相当径を有するPb介在物数が10000個/mm2以上であり、
    ドリル穿孔における切削速度VL1000が130m/min以上であり、プランジ切削後の切削面の表面粗さRmaxが14.5μm以下である、鉛快削鋼。
  2. 請求項1に記載の鉛快削鋼であってさらに、
    鋼中の0.01〜0.5μmの円相当径を有するPb介在物数と、0.01〜0.5μmの円相当径を有するMnS介在物数との総計が15000個/mm2以上である、鉛快削鋼。
  3. 請求項1又は請求項2に記載の鉛快削鋼であって、
    前記Feの一部に代えて、
    Cu:0.5%以下、
    Ni:0.5%以下、及び、
    Sn:0.5%以下、
    からなる群から選択される1種又は2種以上を含有する、鉛快削鋼。
  4. 請求項1〜請求項3のいずれか1項に記載の鉛快削鋼であって、
    前記Feの一部に代えて、
    Te:0.2%以下、及び、
    Bi:0.5%以下、
    からなる群から選択される1種以上を含有する、鉛快削鋼。
  5. 請求項1〜請求項4のいずれか1項に記載の鉛快削鋼であって、
    前記Feの一部に代えて、
    Cr:0.5%以下、及び、
    Mo:0.5%以下、
    からなる群から選択される1種以上を含有する、鉛快削鋼。
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