JPWO2008016158A1 - 快削ステンレス鋼及びその製造方法 - Google Patents
快削ステンレス鋼及びその製造方法 Download PDFInfo
- Publication number
- JPWO2008016158A1 JPWO2008016158A1 JP2008527817A JP2008527817A JPWO2008016158A1 JP WO2008016158 A1 JPWO2008016158 A1 JP WO2008016158A1 JP 2008527817 A JP2008527817 A JP 2008527817A JP 2008527817 A JP2008527817 A JP 2008527817A JP WO2008016158 A1 JPWO2008016158 A1 JP WO2008016158A1
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- free
- stainless steel
- cutting
- particles
- cutting stainless
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Granted
Links
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C1/00—Making non-ferrous alloys
- C22C1/10—Alloys containing non-metals
- C22C1/1036—Alloys containing non-metals starting from a melt
- C22C1/1068—Making hard metals based on borides, carbides, nitrides, oxides or silicides
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
- C21D2211/004—Dispersions; Precipitations
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Treatment Of Steel In Its Molten State (AREA)
Abstract
優れた切削性と環境性のみならず耐食性と機械的特性を同時に満足することのできる快削ステンレス鋼とその製造方法を提供することを課題とする。快削性付与材を添加してなる快削ステンレス鋼であって、前記快削性付与材が、鋼中に均一に分散析出したｈ−ＢＮ（六方晶系窒化ホウ素）粒子であることを特徴とする。また、快削性付与材を添加してなる快削ステンレス鋼の製造方法であって、ｈ−ＢＮ粒子が析出している快削ステンレス鋼を加熱することによりｈ−ＢＮ粒子を固溶消滅させた後急冷し、その後焼もどしを行うこと、又は、ｈ−ＢＮ粒子が析出している快削ステンレス鋼を加熱することによりｈ−ＢＮ粒子を固溶消滅させた後、引き続いて徐冷することにより、前記快削性付与材としてｈ−ＢＮ粒子を再度均一に分散析出させることを特徴とする。
Description
本発明は、快削性付与材を添加してなる快削ステンレス鋼に関するものである。
従来、被削性を向上する目的で、快削性付与材としてＳ（硫黄）、Ｐｂ（鉛）、Ｃａ（カルシウム）などを添加した快削鋼があるが、Ｐｂには地球環境問題があり、使用が控えられている。またＳは微量でも耐食性に対し悪影響を及ぼす元素として知られており、ステンレス鋼のように耐食性を重視する鋼には不適当であるが、耐食性を犠牲にしてでも切削性を向上する目的で使用されている。Ｃａのような化学的に活性で、かつ融点付近での蒸気圧が高い低融点元素は、溶鋼に添加する方法が困難であり、切削性を向上させるＣａを含む複合酸化物の成分制御と分散析出制御が難しい。
また、一方、オーステナイト系ステンレス鋼は、加工硬化が進み易いため、切削した表面付近での加工硬化により被削性が低下する難切削性の鋼として知られている。そのため、被削性を改善する目的で、快削性付与材として、Ｓ単独、あるいはＳｅ（セレン）、Ｔｅ（テルル）をＳと複合添加しているものが市販されている。日本工業規格でも、Ｓ、Ｓｅを添加したオーステナイト系快削ステンレス鋼として、ＳＵＳ３０３、ＳＵＳ３０３Ｓｅの２鋼種が規格化されている。また、Ｓ、又はＳ＋Ｐｂ添加したフェライト系快削ステンレス鋼としてＳＵＳ４３０Ｆ、マルテンサイト系快削ステンレス鋼として、ＳＵＳ４１０Ｆ２、４１６、４２０Ｆ、４２０Ｆ２、４４０Ｆの鋼種が規格化されている。更に最近では、チタン炭硫化物を添加し、被削性を高めたステンレス鋼も製造されるようになった。
しかしながら上述のように添加された、Ｓなどのカルコゲン及びその化合物はわずかな添加量でもオーステナイト系ステンレス鋼の最大の特長である耐食性を劣化することが知られており、これらの快削ステンレス鋼は腐食性が弱い雰囲気でのみ、あるいは耐食性を必要としない製品の製造にのみ使用が可能である。このような理由から、現在のところ、優れた切削性と耐食性を同時に満足する快削性ステンレス鋼は得られていない。
更に、現在生産されている硫黄快削ステンレス鋼では、添加されたＳはＭｎＳ（硫化マンガン）を形成する。この切削性を向上するＭｎＳは塑性変形されやすいため、棒、板などの素形材に熱間加工する際圧延方向に伸延され、細長い針状のＭｎＳになりやすい。このため、圧延方向に沿った多量の針状ＭｎＳにより、材料の機械的強度に異方性を示すことがあり、製品製造時に悪影響を及ぼす欠点がある。
また、一方、オーステナイト系ステンレス鋼は、加工硬化が進み易いため、切削した表面付近での加工硬化により被削性が低下する難切削性の鋼として知られている。そのため、被削性を改善する目的で、快削性付与材として、Ｓ単独、あるいはＳｅ（セレン）、Ｔｅ（テルル）をＳと複合添加しているものが市販されている。日本工業規格でも、Ｓ、Ｓｅを添加したオーステナイト系快削ステンレス鋼として、ＳＵＳ３０３、ＳＵＳ３０３Ｓｅの２鋼種が規格化されている。また、Ｓ、又はＳ＋Ｐｂ添加したフェライト系快削ステンレス鋼としてＳＵＳ４３０Ｆ、マルテンサイト系快削ステンレス鋼として、ＳＵＳ４１０Ｆ２、４１６、４２０Ｆ、４２０Ｆ２、４４０Ｆの鋼種が規格化されている。更に最近では、チタン炭硫化物を添加し、被削性を高めたステンレス鋼も製造されるようになった。
しかしながら上述のように添加された、Ｓなどのカルコゲン及びその化合物はわずかな添加量でもオーステナイト系ステンレス鋼の最大の特長である耐食性を劣化することが知られており、これらの快削ステンレス鋼は腐食性が弱い雰囲気でのみ、あるいは耐食性を必要としない製品の製造にのみ使用が可能である。このような理由から、現在のところ、優れた切削性と耐食性を同時に満足する快削性ステンレス鋼は得られていない。
更に、現在生産されている硫黄快削ステンレス鋼では、添加されたＳはＭｎＳ（硫化マンガン）を形成する。この切削性を向上するＭｎＳは塑性変形されやすいため、棒、板などの素形材に熱間加工する際圧延方向に伸延され、細長い針状のＭｎＳになりやすい。このため、圧延方向に沿った多量の針状ＭｎＳにより、材料の機械的強度に異方性を示すことがあり、製品製造時に悪影響を及ぼす欠点がある。
そこで、本発明は、優れた切削性と環境性のみならず耐食性と機械的特性を同時に満足することのできる快削ステンレス鋼とその製造方法を提供することを課題とする。
本発明は、固体潤滑材として優れ、化学的に安定で酸あるいはアルカリに侵されることのないｈ−ＢＮ（六方晶系窒化ホウ素）粒子の性質を有効に利用することで、この問題を解決することを見出しなされたものである。
発明１の快削ステンレス鋼は、快削性付与材が、鋼中に均一に分散析出したｈ−ＢＮ（六方晶系窒化ホウ素）粒子であることを特徴とする。
発明２は、発明１の快削ステンレス鋼において、前記ｈ−ＢＮ粒子が球状であることを特徴とする。
発明３は、発明１又は２の快削ステンレス鋼において、前記ｈ−ＢＮ粒子の粒径が０．２〜３μｍであることを特徴とする。
発明４は、快削性付与材を添加してなる快削ステンレス鋼の製造方法であって、ｈ−ＢＮ粒子が析出している快削ステンレス鋼を加熱することによりｈ−ＢＮ粒子を固溶消滅させた後急冷し、その後焼もどしを行うことにより、前記快削性付与材としてｈ−ＢＮ粒子を再度均一に分散析出させることを特徴とする。
発明５は、快削性付与材を添加してなる快削ステンレス鋼の製造方法であって、ｈ−ＢＮ粒子が析出している快削ステンレス鋼を加熱することによりｈ−ＢＮ粒子を固溶消滅させた後、引き続いて徐冷することにより、前記快削性付与材としてｈ−ＢＮ粒子を再度均一に分散析出させることを特徴とする。
発明６は、発明４又は５の快削ステンレス鋼の製造方法において、Ｂ（ホウ素）の添加量が３×１０−３ｍａｓｓ％以上２×１０−１ｍａｓｓ％未満であり、Ｎ（窒素）の含有量が１．５×１０−２ｍａｓｓ％以上であるとともに、ＢとＮとの含有量の関係が下記式１を満たしていることを特徴とする。
（式１）
発明７は、発明６の快削ステンレス鋼の製造方法において、ＢとＮとの含有量の関係が下記式２を満たしていることを特徴とする快削ステンレス鋼の製造方法である。
（式２）
発明８は、発明６又は７の快削ステンレス鋼の製造方法において、前記Ｂ（ホウ素）の添加量が１×１０−１ｍａｓｓ％未満であることを特徴とする。
発明９は、発明４から８のいずれかの快削ステンレス鋼の製造方法において、Ｂは、フェロボロン又は金属ボロンの添加により、Ｎは溶解雰囲気を（アルゴン＋窒素）あるいは減圧した窒素中での溶解により、快削ステンレス鋼に添加することを特徴とする。
発明１０は、発明４から８のいずれかの快削ステンレス鋼の製造方法において、Ｂは、フェロボロン又は金属ボロンの添加により、Ｎは窒素含有化合物の添加により、ステンレス溶鋼にＢ及びＮを添加することを特徴とする。
発明１の快削ステンレス鋼は、快削性付与材が、鋼中に均一に分散析出したｈ−ＢＮ（六方晶系窒化ホウ素）粒子であることを特徴とする。
発明２は、発明１の快削ステンレス鋼において、前記ｈ−ＢＮ粒子が球状であることを特徴とする。
発明３は、発明１又は２の快削ステンレス鋼において、前記ｈ−ＢＮ粒子の粒径が０．２〜３μｍであることを特徴とする。
発明４は、快削性付与材を添加してなる快削ステンレス鋼の製造方法であって、ｈ−ＢＮ粒子が析出している快削ステンレス鋼を加熱することによりｈ−ＢＮ粒子を固溶消滅させた後急冷し、その後焼もどしを行うことにより、前記快削性付与材としてｈ−ＢＮ粒子を再度均一に分散析出させることを特徴とする。
発明５は、快削性付与材を添加してなる快削ステンレス鋼の製造方法であって、ｈ−ＢＮ粒子が析出している快削ステンレス鋼を加熱することによりｈ−ＢＮ粒子を固溶消滅させた後、引き続いて徐冷することにより、前記快削性付与材としてｈ−ＢＮ粒子を再度均一に分散析出させることを特徴とする。
発明６は、発明４又は５の快削ステンレス鋼の製造方法において、Ｂ（ホウ素）の添加量が３×１０−３ｍａｓｓ％以上２×１０−１ｍａｓｓ％未満であり、Ｎ（窒素）の含有量が１．５×１０−２ｍａｓｓ％以上であるとともに、ＢとＮとの含有量の関係が下記式１を満たしていることを特徴とする。
（式１）
発明７は、発明６の快削ステンレス鋼の製造方法において、ＢとＮとの含有量の関係が下記式２を満たしていることを特徴とする快削ステンレス鋼の製造方法である。
（式２）
発明８は、発明６又は７の快削ステンレス鋼の製造方法において、前記Ｂ（ホウ素）の添加量が１×１０−１ｍａｓｓ％未満であることを特徴とする。
発明９は、発明４から８のいずれかの快削ステンレス鋼の製造方法において、Ｂは、フェロボロン又は金属ボロンの添加により、Ｎは溶解雰囲気を（アルゴン＋窒素）あるいは減圧した窒素中での溶解により、快削ステンレス鋼に添加することを特徴とする。
発明１０は、発明４から８のいずれかの快削ステンレス鋼の製造方法において、Ｂは、フェロボロン又は金属ボロンの添加により、Ｎは窒素含有化合物の添加により、ステンレス溶鋼にＢ及びＮを添加することを特徴とする。
化学的に安定で酸あるいはアルカリに侵されることのないｈ−ＢＮ粒子を均一分散析出させて、固体潤滑材として優れた特長を持つｈ−ＢＮによる切削性を向上させ、耐食性も劣化することもなく、材料に機械的な異方性を示すことのないステンレス鋼とその製造方法を提供することが出来た。
発明１により、優れた切削性と環境性のみならず耐食性も満足させることができた。
さらに、ｈ−ＢＮ粒子は、鉛に比べ遙かに高い耐熱温度を有しているので、快削性を有しながらも高耐熱性を有するステンレス鋼を実現することができた。
発明２により、素形材に、機械的異方性を持たないようにすることが出来た。
これら効果は、固体潤滑材として優れた特性を持つｈ−ＢＮ粒子をステンレス鋼に有効に適用したことによるものであり、被削性のみならず環境性を満足し、従来の硫黄快削ステンレス鋼にみられる耐食性の劣化もなくすことができ、さらには、材料に機械的な異方性を示すことのないステンレス鋼を実現できた。
また、このようなステンレス鋼中にｈ−ＢＮ粒子を分散させるに当たり、粉末冶金による製造方法が考えられるが、粉末冶金法では、その最大の欠点である素材中に気孔残留と大型部材の製造が不可能などの欠点を有するものである。
これに対し、発明４及び５は、このような粉末冶金法に依らずに、上記ステンレス鋼を製造することが出来たので、気孔残留のない、大型部材を容易に製造することができた。
発明１により、優れた切削性と環境性のみならず耐食性も満足させることができた。
さらに、ｈ−ＢＮ粒子は、鉛に比べ遙かに高い耐熱温度を有しているので、快削性を有しながらも高耐熱性を有するステンレス鋼を実現することができた。
発明２により、素形材に、機械的異方性を持たないようにすることが出来た。
これら効果は、固体潤滑材として優れた特性を持つｈ−ＢＮ粒子をステンレス鋼に有効に適用したことによるものであり、被削性のみならず環境性を満足し、従来の硫黄快削ステンレス鋼にみられる耐食性の劣化もなくすことができ、さらには、材料に機械的な異方性を示すことのないステンレス鋼を実現できた。
また、このようなステンレス鋼中にｈ−ＢＮ粒子を分散させるに当たり、粉末冶金による製造方法が考えられるが、粉末冶金法では、その最大の欠点である素材中に気孔残留と大型部材の製造が不可能などの欠点を有するものである。
これに対し、発明４及び５は、このような粉末冶金法に依らずに、上記ステンレス鋼を製造することが出来たので、気孔残留のない、大型部材を容易に製造することができた。
図１は、試料の破断面ＳＥＭ観察による、試料中の析出物の生成・分布状態と、ＥＤＳ分析による析出物の種類の同定を示した写真である。
図２は、Ｂ添加量を変えた試料の旋削加工における切削速度と切削抵抗合力の関係を示したグラフである。
図３は、Ｂ添加量を変えた試料の硫酸腐食試験方法（ＪＩＳ Ｇ ０５９１）による腐食試験の結果を示したグラフである。
図４は、１２５０℃で１／２時間保持したのち、その温度から１００℃／時間の冷却速度で室温まで冷却した試料中の析出物の生成・分布状態を示すＳＥＭ（走査電子顕微鏡）写真である。
図２は、Ｂ添加量を変えた試料の旋削加工における切削速度と切削抵抗合力の関係を示したグラフである。
図３は、Ｂ添加量を変えた試料の硫酸腐食試験方法（ＪＩＳ Ｇ ０５９１）による腐食試験の結果を示したグラフである。
図４は、１２５０℃で１／２時間保持したのち、その温度から１００℃／時間の冷却速度で室温まで冷却した試料中の析出物の生成・分布状態を示すＳＥＭ（走査電子顕微鏡）写真である。
本発明は、上記の通りの特徴を持つものであるが、以下にその実施の形態について説明する。
この発明の製造方法において、ステンレス鋼の溶解は、溶解雰囲気の調整が可能な、通常のステンレス鋼を溶製する溶解炉を使用して行われる。この溶解において、Ｂの原料としては、フェロボロンあるいは金属ボロンが使用されるが、溶融点の低いフェロボロンのほうが溶解原料としては技術的に有利であり、Ｂの単位重量当たりの価格が低いため経済的である。
Ｂの添加量は、ステンレス鋼中の最終Ｂ濃度が一般的な目安として３×１０−３ｍａｓｓ％以上２×１０−１ｍａｓｓ％未満、好ましくは０．００３〜０．１ｍａｓｓ％未満、更に好ましくは０．００３〜０．０５ｍａｓｓ％とする。また、Ｎの原料としては、溶解雰囲気中のＮを吸収させる、あるいはＮを含有する化合物、例えば窒化クロムなどの添加がある。
ちなみに、溶解雰囲気からＮを吸収させる場合、ジーベルトの法則に従い１６００℃で溶融しているステンレス鋼中のＮ濃度は、雰囲気のＮ分圧の１／２乗に比例し、大気圧のＮ雰囲気下では、代表的なオーステナイト系ステンレス鋼のＳＵＳ３０４についてはおおよそ０．２５ｍａｓｓ％Ｎ程度である。
ステンレス鋼中のＮ濃度は、一般的な目安として１．５×１０−２ｍａｓｓ％以上、好ましくは、５×１０−２ｍａｓｓ％以上である。ステンレス鋼中のＮとＢの濃度比（Ｎ／Ｂ）が小さいと、固溶するＢ量が増大し、切削性に有効なｈ−ＢＮの析出量が減少するため、Ｎ／Ｂをなるべく大きくとるのが好ましい。
この関係を式にすると以下の式１となる。
（式１）
さらに好ましくは、以下の式２とする。
（式２）
上記のようにして製造されたＢとＮを含有するステンレス鋼溶鋼は、鋳型に鋳湯されインゴットに、あるいは連続鋳造設備ではビレット又はスラブになる。これらの鋳造材は通常の加熱炉で鍛造温度まで加熱され、鋳造材の均熱化の後、通常の熱間での鍛造・圧延の加工を施して、棒、管あるいは板材に成形加工される。鍛造温度は、通常のステンレス鋼に対して行われている１２００〜１２５０℃で行われる。
ｈ−ＢＮ粒子は、０．２〜３μｍのｈ−ＢＮを素材全体に均一に析出させるのが好ましいが、棒、管あるいは板に加工されたステンレス鋼では、鍛造・圧延後の冷却速度によっては、２０〜３０μｍ程度にまで粗大に成長したｈ−ＢＮ粒子を素材の一部に不均一に分布してしまう場合があるが、これを避けるためには、以下の熱処理を行うことが望ましい。
ステンレス鋼中に析出したｈ−ＢＮ粒子は、１２５０℃以上の温度では、比較的短時間（例えば、１２５０℃では、０．５から１時間）にてステンレス鋼中でＢとＮに分解してマトリックス中に固溶する。
なお、このような処理は、ステンレス鋼が溶融した場合は不可能であるから、その溶融温度未満で処理する必要がある。
この状態は急冷することにより、過飽和状態のＢとＮを含有するステンレス鋼が得られる。過飽和に固溶したＢとＮは、８００℃〜１１５０℃の温度で焼戻すと、再びｈ−ＢＮを析出する。８００℃付近で焼戻しを行うと、Ｂ、Ｎのこの温度での平衡溶解度と過飽和溶解度との差が大きいのと、この温度でのＢ、Ｎの拡散速度が遅いため拡散できる移動距離小さく、この二つの要因でｈ−ＢＮの核発生が核成長よりも優先的に起こるため、非常に微細なｈ−ＢＮが素材全体に均一に析出するのが見られる。逆に、１１５０℃付近で焼もどすと、８００℃付近での焼戻しとは反対に、ｈ−ＢＮの核成長が核発生よりも優先的に起こるため、かなり粗大に成長したｈ−ＢＮの析出が見られる。
したがって、好ましい粒径及び分布状態のｈ−ＢＮ粒子を析出させるのには、焼戻し温度の選択が重要である。試行実験を行った結果、好ましい粒径及び分布状態が得られる焼戻し温度は、９５０〜１１００℃の範囲にあり、その中でも、１０００〜１０５０℃がより好ましい。また、この焼戻し熱処理温度は、通常のオーステナイト系ステンレス鋼に必要とされる熱間加工後の固溶化熱処理温度範囲内にあるため、熱間加工後の固溶化熱処理をｈ−ＢＮ粒子の析出のための熱処理で置き換えることが可能で、非常に好都合である。
更に、焼戻しの保持時間に関しては、温度が高いほどＢとＮの拡散速度が速いため短時間ですみ、その範囲には０．５〜３時間で、好ましくは１〜２時間であり、それ以上のｈ−ＢＮ粒子の成長を止めるため、急冷する。
一方、加熱により固溶消滅したｈ−ＢＮは、温度の低下にしたがってマトリックス中に固溶していたＢとＮはともに溶解度が減少するので、その温度での飽和濃度の状態に達し、さらに、徐冷することによりその温度に対応した飽和濃度に達するまでｈ−ＢＮ粒子を再析出する。この方法によっても、発明１から３のｈ−ＢＮを再析出させることも可能である。ｈ−ＢＮ粒子の再析出に必要な冷却速度は、１×１０１〜１×１０４℃／時間で、好ましくは１×１０２〜１×１０３℃／時間である。
この発明の製造方法において、ステンレス鋼の溶解は、溶解雰囲気の調整が可能な、通常のステンレス鋼を溶製する溶解炉を使用して行われる。この溶解において、Ｂの原料としては、フェロボロンあるいは金属ボロンが使用されるが、溶融点の低いフェロボロンのほうが溶解原料としては技術的に有利であり、Ｂの単位重量当たりの価格が低いため経済的である。
Ｂの添加量は、ステンレス鋼中の最終Ｂ濃度が一般的な目安として３×１０−３ｍａｓｓ％以上２×１０−１ｍａｓｓ％未満、好ましくは０．００３〜０．１ｍａｓｓ％未満、更に好ましくは０．００３〜０．０５ｍａｓｓ％とする。また、Ｎの原料としては、溶解雰囲気中のＮを吸収させる、あるいはＮを含有する化合物、例えば窒化クロムなどの添加がある。
ちなみに、溶解雰囲気からＮを吸収させる場合、ジーベルトの法則に従い１６００℃で溶融しているステンレス鋼中のＮ濃度は、雰囲気のＮ分圧の１／２乗に比例し、大気圧のＮ雰囲気下では、代表的なオーステナイト系ステンレス鋼のＳＵＳ３０４についてはおおよそ０．２５ｍａｓｓ％Ｎ程度である。
ステンレス鋼中のＮ濃度は、一般的な目安として１．５×１０−２ｍａｓｓ％以上、好ましくは、５×１０−２ｍａｓｓ％以上である。ステンレス鋼中のＮとＢの濃度比（Ｎ／Ｂ）が小さいと、固溶するＢ量が増大し、切削性に有効なｈ−ＢＮの析出量が減少するため、Ｎ／Ｂをなるべく大きくとるのが好ましい。
この関係を式にすると以下の式１となる。
（式１）
さらに好ましくは、以下の式２とする。
（式２）
上記のようにして製造されたＢとＮを含有するステンレス鋼溶鋼は、鋳型に鋳湯されインゴットに、あるいは連続鋳造設備ではビレット又はスラブになる。これらの鋳造材は通常の加熱炉で鍛造温度まで加熱され、鋳造材の均熱化の後、通常の熱間での鍛造・圧延の加工を施して、棒、管あるいは板材に成形加工される。鍛造温度は、通常のステンレス鋼に対して行われている１２００〜１２５０℃で行われる。
ｈ−ＢＮ粒子は、０．２〜３μｍのｈ−ＢＮを素材全体に均一に析出させるのが好ましいが、棒、管あるいは板に加工されたステンレス鋼では、鍛造・圧延後の冷却速度によっては、２０〜３０μｍ程度にまで粗大に成長したｈ−ＢＮ粒子を素材の一部に不均一に分布してしまう場合があるが、これを避けるためには、以下の熱処理を行うことが望ましい。
ステンレス鋼中に析出したｈ−ＢＮ粒子は、１２５０℃以上の温度では、比較的短時間（例えば、１２５０℃では、０．５から１時間）にてステンレス鋼中でＢとＮに分解してマトリックス中に固溶する。
なお、このような処理は、ステンレス鋼が溶融した場合は不可能であるから、その溶融温度未満で処理する必要がある。
この状態は急冷することにより、過飽和状態のＢとＮを含有するステンレス鋼が得られる。過飽和に固溶したＢとＮは、８００℃〜１１５０℃の温度で焼戻すと、再びｈ−ＢＮを析出する。８００℃付近で焼戻しを行うと、Ｂ、Ｎのこの温度での平衡溶解度と過飽和溶解度との差が大きいのと、この温度でのＢ、Ｎの拡散速度が遅いため拡散できる移動距離小さく、この二つの要因でｈ−ＢＮの核発生が核成長よりも優先的に起こるため、非常に微細なｈ−ＢＮが素材全体に均一に析出するのが見られる。逆に、１１５０℃付近で焼もどすと、８００℃付近での焼戻しとは反対に、ｈ−ＢＮの核成長が核発生よりも優先的に起こるため、かなり粗大に成長したｈ−ＢＮの析出が見られる。
したがって、好ましい粒径及び分布状態のｈ−ＢＮ粒子を析出させるのには、焼戻し温度の選択が重要である。試行実験を行った結果、好ましい粒径及び分布状態が得られる焼戻し温度は、９５０〜１１００℃の範囲にあり、その中でも、１０００〜１０５０℃がより好ましい。また、この焼戻し熱処理温度は、通常のオーステナイト系ステンレス鋼に必要とされる熱間加工後の固溶化熱処理温度範囲内にあるため、熱間加工後の固溶化熱処理をｈ−ＢＮ粒子の析出のための熱処理で置き換えることが可能で、非常に好都合である。
更に、焼戻しの保持時間に関しては、温度が高いほどＢとＮの拡散速度が速いため短時間ですみ、その範囲には０．５〜３時間で、好ましくは１〜２時間であり、それ以上のｈ−ＢＮ粒子の成長を止めるため、急冷する。
一方、加熱により固溶消滅したｈ−ＢＮは、温度の低下にしたがってマトリックス中に固溶していたＢとＮはともに溶解度が減少するので、その温度での飽和濃度の状態に達し、さらに、徐冷することによりその温度に対応した飽和濃度に達するまでｈ−ＢＮ粒子を再析出する。この方法によっても、発明１から３のｈ−ＢＮを再析出させることも可能である。ｈ−ＢＮ粒子の再析出に必要な冷却速度は、１×１０１〜１×１０４℃／時間で、好ましくは１×１０２〜１×１０３℃／時間である。
溶解原料として市販のオーステナイト系ステンレス鋼（ＳＵＳ３０４）丸棒（重量１８ｋｇ）を真空誘導溶解炉を用いて溶解した。溶解原料の成分組成（ｍａｓｓ％）は、０．０７％Ｃ，０．３３％Ｓｉ，１．１５％Ｍｎ，０．０３６％Ｐ，０．０２２％Ｓ，８．０７％Ｎｉ，１８．０３％Ｃｒであった。溶融時に真空誘導溶解炉にＮを０．０７ＭＰａ封入し、Ｎ濃度の調整を行った。溶融後、溶湯に市販のフェロボロン（１９．２ｍａｓｓ％Ｂ）を表１に示すように所定量添加し、Ｂ濃度の調整を行い、弱減圧Ｎ雰囲気中で１／３時間保持し、１６００℃で出湯し、インゴットを製造した。
インゴットを上下１／２に切断し、一方は棒材、他方は板材に熱間加工した。加工温度は両方とも１２５０℃で、棒材は５５ｍｍφに鍛造加工し、板材は、５０ｍｍ×９０ｍｍの角材に鍛造加工後熱間ロール圧延機で１５ｍｍ厚、１００ｍｍ幅に圧延加工した。
熱間加工した棒材、板材に対し、共に、ｈ−ＢＮ固溶化のため１２５０℃、０．５時間保持後水冷、ｈ−ＢＮ析出のため１０５０℃、１時間保持後水冷の熱処理を施した。これらの処理を行った後の、ステンレス鋼中のＢ及びＮの分析値（単位ｍａｓｓ％）を表１に示す。
表１からわかるように、処理後では添加したＢのおよそ８割が歩留まっている。また固溶Ｂ量は０．００５％以下であることから、添加したＢのほとんどがｈ−ＢＮを形成した。
また、Ｎは、雰囲気Ｎ圧力を一定に保っているため、ほぼ一定量が添加されている。
図１は、焼戻しを行った後の試料中の析出物の生成・分布状態を示すＳＥＭ（走査電子顕微鏡）写真である。この写真は、表１に示す試料Ａ３３の例示であり、試料から３ｍｍの棒を削りだし、これを折り曲げて破断しその破断面（圧延方向に平行な面）をＳＥＭで観察したものである。
更に、観察された析出物をＳＥＭ に付属したＥＤＳ（エネルギー分散形Ｘ線分析装置）で分析し、析出物の種類を同定した。１０００倍視野の中に、１０個の１〜３μｍのｈ−ＢＮが視野全体にわたって分布していた。また、従来のＳＵＳ３０３などの硫黄添加快削ステンレス鋼中に存在し、その快削性を発現するＭｎＳについては、６個のＭｎＳが視野中央部に局在し、１０μｍ程度の２個のＭｎＳとＢＮが共存したものが観察された。視野中央部に観察される３個のＭｎＳは、熱間加工時に展伸されて２０μｍ程度の細長い針状のＭｎＳに変形したものが、試料破断時に分断されたものである。このように、ＭｎＳはインゴットの凝固時に析出するため偏在しやすく、また圧延方向に容易に展伸されるため材料の異方性を示しやすいが、ｈ−ＢＮは過飽和に固溶させた状態から析出されるため比較的均一に存在し、材料の異方性を示さない特長を示す。
切削性の評価試験として、丸棒材についての旋削試験を行った結果を図２に示した。図２は、Ｂ添加量を変えた試料の旋削加工における切削速度と切削抵抗合力の関係を示したものである。切削試験の条件は、切り込み深さ１．０ｍｍ、工具の送り０．１ｍｍ／ｒｅｖ、工具材質Ｍ３０（チップブレーカ無し）である。
Ｂを添加することにより、しない場合に比較し切削抵抗が、低切削速度では同程度であるが、高切削速度側になると２０〜２５％低減されることを示し、切削性が向上していることが示された。これにより、高速度での旋削加工が容易になり、生産性、経済性の向上が図られる。
ステンレス鋼の耐食性の評価試験として、板材についての耐食試験を行った結果を図３に示した。図３はＢ添加量を変えた試料の硫酸腐食試験方法（ＪＩＳ Ｇ ０５９１）による腐食試験の結果を示したものである。試験条件は、沸騰５％Ｈ２ＳＯ４に連続６時間浸漬し、腐食減量を試料初期表面積で除した腐食量で比較した。Ｂの量が増加しても、腐食量が増大する傾向は見られず、耐食性の劣化は認められない。
もちろん、この発明は以上の例に限定されるものではなく、細部に付いては様々な態様が可能であることは言うまでもない。
なお、Ｎの添加方法として、上記のような窒素ガスではなく、Ｃｒ（窒化クロム）、Ｎｉ３Ｎ（窒化ニッケル）等の金属窒化物、ＮＨ３（アンモニア）、（ＮＨ４）ＮＯ３（硝酸アンモニウム）、Ｃａ３Ｎ２（窒化カルシウム）等の無機窒素化合物、ＣＯ（ＮＨ２）２（尿素）などの有機窒素化合物等の窒素含有化合物を使用することも可能である。
インゴットを上下１／２に切断し、一方は棒材、他方は板材に熱間加工した。加工温度は両方とも１２５０℃で、棒材は５５ｍｍφに鍛造加工し、板材は、５０ｍｍ×９０ｍｍの角材に鍛造加工後熱間ロール圧延機で１５ｍｍ厚、１００ｍｍ幅に圧延加工した。
熱間加工した棒材、板材に対し、共に、ｈ−ＢＮ固溶化のため１２５０℃、０．５時間保持後水冷、ｈ−ＢＮ析出のため１０５０℃、１時間保持後水冷の熱処理を施した。これらの処理を行った後の、ステンレス鋼中のＢ及びＮの分析値（単位ｍａｓｓ％）を表１に示す。
また、Ｎは、雰囲気Ｎ圧力を一定に保っているため、ほぼ一定量が添加されている。
図１は、焼戻しを行った後の試料中の析出物の生成・分布状態を示すＳＥＭ（走査電子顕微鏡）写真である。この写真は、表１に示す試料Ａ３３の例示であり、試料から３ｍｍの棒を削りだし、これを折り曲げて破断しその破断面（圧延方向に平行な面）をＳＥＭで観察したものである。
更に、観察された析出物をＳＥＭ に付属したＥＤＳ（エネルギー分散形Ｘ線分析装置）で分析し、析出物の種類を同定した。１０００倍視野の中に、１０個の１〜３μｍのｈ−ＢＮが視野全体にわたって分布していた。また、従来のＳＵＳ３０３などの硫黄添加快削ステンレス鋼中に存在し、その快削性を発現するＭｎＳについては、６個のＭｎＳが視野中央部に局在し、１０μｍ程度の２個のＭｎＳとＢＮが共存したものが観察された。視野中央部に観察される３個のＭｎＳは、熱間加工時に展伸されて２０μｍ程度の細長い針状のＭｎＳに変形したものが、試料破断時に分断されたものである。このように、ＭｎＳはインゴットの凝固時に析出するため偏在しやすく、また圧延方向に容易に展伸されるため材料の異方性を示しやすいが、ｈ−ＢＮは過飽和に固溶させた状態から析出されるため比較的均一に存在し、材料の異方性を示さない特長を示す。
切削性の評価試験として、丸棒材についての旋削試験を行った結果を図２に示した。図２は、Ｂ添加量を変えた試料の旋削加工における切削速度と切削抵抗合力の関係を示したものである。切削試験の条件は、切り込み深さ１．０ｍｍ、工具の送り０．１ｍｍ／ｒｅｖ、工具材質Ｍ３０（チップブレーカ無し）である。
Ｂを添加することにより、しない場合に比較し切削抵抗が、低切削速度では同程度であるが、高切削速度側になると２０〜２５％低減されることを示し、切削性が向上していることが示された。これにより、高速度での旋削加工が容易になり、生産性、経済性の向上が図られる。
ステンレス鋼の耐食性の評価試験として、板材についての耐食試験を行った結果を図３に示した。図３はＢ添加量を変えた試料の硫酸腐食試験方法（ＪＩＳ Ｇ ０５９１）による腐食試験の結果を示したものである。試験条件は、沸騰５％Ｈ２ＳＯ４に連続６時間浸漬し、腐食減量を試料初期表面積で除した腐食量で比較した。Ｂの量が増加しても、腐食量が増大する傾向は見られず、耐食性の劣化は認められない。
もちろん、この発明は以上の例に限定されるものではなく、細部に付いては様々な態様が可能であることは言うまでもない。
なお、Ｎの添加方法として、上記のような窒素ガスではなく、Ｃｒ（窒化クロム）、Ｎｉ３Ｎ（窒化ニッケル）等の金属窒化物、ＮＨ３（アンモニア）、（ＮＨ４）ＮＯ３（硝酸アンモニウム）、Ｃａ３Ｎ２（窒化カルシウム）等の無機窒素化合物、ＣＯ（ＮＨ２）２（尿素）などの有機窒素化合物等の窒素含有化合物を使用することも可能である。
溶解原料として市販のオーステナイト系ステンレス鋼（ＳＵＳ３０４）丸棒（重量２ｋｇ）をコールドクルーシブル型浮揚溶解炉を用いて溶解した。溶解原料の成分組成（ｍａｓｓ％）は、０．０６％Ｃ，０．２８％Ｓｉ，１．３３％Ｍｎ，０．０３５％Ｐ，０．０２５％Ｓ，８．０５％Ｎｉ，１８．３９％Ｃｒであった。浮揚溶解炉にＮを０．０７５ＭＰａ封入し、Ｎ濃度の調整を行った。１６００℃で溶融後、溶湯に市販のフェロボロン（１９．２ｍａｓｓ％Ｂ）を０．７３ｇ添加してＢ濃度の調整を行い、弱減圧Ｎ雰囲気中で１／６時間保持後、炉内で固化しインゴットを製造した。
インゴットを１２００℃まで加熱しこの温度で１４．３ｍｍ角の棒材に熱間加工した。この棒材を、ｈ−ＢＮ固溶化と再析出させるため、１２５０℃で１／２時間保持したのち、その温度から１００℃／時間の冷却速度で室温まで冷却、の熱処理を行った。インゴッと及びこれらの熱処理を行った後の、鋼中のＢ及びＮの分析値（単位ｍａｓｓ％）を表２に示す。
表２のｔｏｔａｌＢ％とｓｏｌ．Ｂ％の差がｈ−ＢＮ量に相当するが、熱処理後のｈ−ＢＮ量が大幅に増加していることから、この熱処理によりｈ−ＢＮが再析出していることがわかる。
図４は、１２５０℃で１／２時間保持したのち、その温度から１００℃／時間の冷却速度で室温まで冷却した試料中の析出物の生成・分布状態を示すＳＥＭ（走査電子顕微鏡）写真である。実施例１に比較して、やや大きめの３μｍ程度の粒径の球形のｈ−ＢＮ粒子が試料全体に再度分散析出しているのが観察された。
インゴットを１２００℃まで加熱しこの温度で１４．３ｍｍ角の棒材に熱間加工した。この棒材を、ｈ−ＢＮ固溶化と再析出させるため、１２５０℃で１／２時間保持したのち、その温度から１００℃／時間の冷却速度で室温まで冷却、の熱処理を行った。インゴッと及びこれらの熱処理を行った後の、鋼中のＢ及びＮの分析値（単位ｍａｓｓ％）を表２に示す。
図４は、１２５０℃で１／２時間保持したのち、その温度から１００℃／時間の冷却速度で室温まで冷却した試料中の析出物の生成・分布状態を示すＳＥＭ（走査電子顕微鏡）写真である。実施例１に比較して、やや大きめの３μｍ程度の粒径の球形のｈ−ＢＮ粒子が試料全体に再度分散析出しているのが観察された。
以上詳しく説明した通り、この発明によって、耐食性を劣化させることなく環境に優しく切削性を向上させたステンレス鋼が容易に提供できるようになり、ステンレス鋼を用いたさまざまな分野に優れた利用性をもたらすことができた。
【０００２】
しかしながら上述のように添加された、Ｓなどのカルコゲン及びその化合物はわずかな添加量でもオーステナイト系ステンレス鋼の最大の特長である耐食性を劣化することが知られており、これらの快削ステンレス鋼は腐食性が弱い雰囲気でのみ、あるいは耐食性を必要としない製品の製造にのみ使用が可能である。このような理由から、現在のところ、優れた切削性と耐食性を同時に満足する快削性ステンレス鋼は得られていない。
更に、現在生産されている硫黄快削ステンレス鋼では、添加されたＳはＭｎＳ（硫化マンガン）を形成する。この切削性を向上するＭｎＳは塑性変形されやすいため、棒、板などの素形材に熱間加工する際圧延方向に伸延され、細長い針状のＭｎＳになりやすい。このため、圧延方向に沿った多量の針状ＭｎＳにより、材料の機械的強度に異方性を示すことがあり、製品製造時に悪影響を及ぼす欠点がある。
発明の開示
発明が解決しようとする課題
そこで、本発明は、優れた切削性と環境性のみならず耐食性と機械的特性を同時に満足することのできる快削ステンレス鋼とその製造方法を提供することを課題とする。
課題を解決するための手段
本発明は、固体潤滑材として優れ、化学的に安定で酸あるいはアルカリに侵されることのないｈ−ＢＮ（六方晶系窒化ホウ素）粒子の性質を有効に利用することで、この問題を解決することを見出しなされたものである。
発明１の快削ステンレス鋼は、快削性付与材が、鋼中に均一に分散析出した球状のｈ−ＢＮ（六方晶系窒化ホウ素）粒子であることを特徴とする。
しかしながら上述のように添加された、Ｓなどのカルコゲン及びその化合物はわずかな添加量でもオーステナイト系ステンレス鋼の最大の特長である耐食性を劣化することが知られており、これらの快削ステンレス鋼は腐食性が弱い雰囲気でのみ、あるいは耐食性を必要としない製品の製造にのみ使用が可能である。このような理由から、現在のところ、優れた切削性と耐食性を同時に満足する快削性ステンレス鋼は得られていない。
更に、現在生産されている硫黄快削ステンレス鋼では、添加されたＳはＭｎＳ（硫化マンガン）を形成する。この切削性を向上するＭｎＳは塑性変形されやすいため、棒、板などの素形材に熱間加工する際圧延方向に伸延され、細長い針状のＭｎＳになりやすい。このため、圧延方向に沿った多量の針状ＭｎＳにより、材料の機械的強度に異方性を示すことがあり、製品製造時に悪影響を及ぼす欠点がある。
発明の開示
発明が解決しようとする課題
そこで、本発明は、優れた切削性と環境性のみならず耐食性と機械的特性を同時に満足することのできる快削ステンレス鋼とその製造方法を提供することを課題とする。
課題を解決するための手段
本発明は、固体潤滑材として優れ、化学的に安定で酸あるいはアルカリに侵されることのないｈ−ＢＮ（六方晶系窒化ホウ素）粒子の性質を有効に利用することで、この問題を解決することを見出しなされたものである。
発明１の快削ステンレス鋼は、快削性付与材が、鋼中に均一に分散析出した球状のｈ−ＢＮ（六方晶系窒化ホウ素）粒子であることを特徴とする。
【０００３】
発明２は、発明１の快削ステンレス鋼において、前記ｈ−ＢＮ粒子の粒径が０．２〜３μｍであることを特徴とする。
発明３は、快削性付与材を添加してなる快削ステンレス鋼の製造方法であって、ｈ−ＢＮ粒子が析出している快削ステンレス鋼を加熱することによりｈ−ＢＮ粒子を固溶消滅させた後急冷し、その後焼もどしを行うことにより、前記快削性付与材としてｈ−ＢＮ粒子を再度均一に分散析出させることを特徴とする。
発明４は、快削性付与材を添加してなる快削ステンレス鋼の製造方法であって、ｈ−ＢＮ粒子が析出している快削ステンレス鋼を加熱することによりｈ−ＢＮ粒子を固溶消滅させた後、引き続いて徐冷することにより、前記快削性付与材としてｈ−ＢＮ粒子を再度均一に分散析出させることを特徴とする。
発明５は、発明３又は４の快削ステンレス鋼の製造方法において、Ｂ（ホウ素）の添加量が３×１０−３ｍａｓｓ％以上２×１０−１ｍａｓｓ％未満であり、Ｎ（窒素）の含有量が１．５×１０−２ｍａｓｓ％以上であるとともに、ＢとＮとの含有量の関係が下記式１を満たしていることを特徴とする。
（式１）
発明６は、発明５の快削ステンレス鋼の製造方法において、ＢとＮとの含有量の関係が下記式２を満たしていることを特徴とする快削ステンレス鋼の製造方法である。
（式２）
Ｎ≧２Ｂ （２）
発明２は、発明１の快削ステンレス鋼において、前記ｈ−ＢＮ粒子の粒径が０．２〜３μｍであることを特徴とする。
発明３は、快削性付与材を添加してなる快削ステンレス鋼の製造方法であって、ｈ−ＢＮ粒子が析出している快削ステンレス鋼を加熱することによりｈ−ＢＮ粒子を固溶消滅させた後急冷し、その後焼もどしを行うことにより、前記快削性付与材としてｈ−ＢＮ粒子を再度均一に分散析出させることを特徴とする。
発明４は、快削性付与材を添加してなる快削ステンレス鋼の製造方法であって、ｈ−ＢＮ粒子が析出している快削ステンレス鋼を加熱することによりｈ−ＢＮ粒子を固溶消滅させた後、引き続いて徐冷することにより、前記快削性付与材としてｈ−ＢＮ粒子を再度均一に分散析出させることを特徴とする。
発明５は、発明３又は４の快削ステンレス鋼の製造方法において、Ｂ（ホウ素）の添加量が３×１０−３ｍａｓｓ％以上２×１０−１ｍａｓｓ％未満であり、Ｎ（窒素）の含有量が１．５×１０−２ｍａｓｓ％以上であるとともに、ＢとＮとの含有量の関係が下記式１を満たしていることを特徴とする。
（式１）
発明６は、発明５の快削ステンレス鋼の製造方法において、ＢとＮとの含有量の関係が下記式２を満たしていることを特徴とする快削ステンレス鋼の製造方法である。
（式２）
Ｎ≧２Ｂ （２）
【０００４】
発明７は、発明５又は６の快削ステンレス鋼の製造方法において、前記Ｂ（ホウ素）の添加量が１×１０−１ｍａｓｓ％未満であることを特徴とする。
発明８は、発明３から７のいずれかの快削ステンレス鋼の製造方法において、Ｂは、フェロボロン又は金属ボロンの添加により、Ｎは溶解雰囲気を（アルゴン＋窒素）あるいは減圧した窒素中での溶解により、快削ステンレス鋼に添加することを特徴とする。
発明９は、発明３から７のいずれかの快削ステンレス鋼の製造方法において、Ｂは、フェロボロン又は金属ボロンの添加により、Ｎは窒素含有化合物の添加により、ステンレス溶鋼にＢ及びＮを添加することを特徴とする。
発明の効果
化学的に安定で酸あるいはアルカリに侵されることのないｈ−ＢＮ粒子を均一分散析出させて、固体潤滑材として優れた特長を持つｈ−ＢＮによる切削性を向上させ、耐食性も劣化することもなく、材料に機械的な異方性を示すことのないステンレス鋼とその製造方法を提供することが出来た。
発明１により、優れた切削性と環境性のみならず耐食性も満足させることができた。
さらに、ｈ−ＢＮ粒子は、鉛に比べ遙かに高い耐熱温度を有しているので、快削性を有しながらも高耐熱性を有するステンレス鋼を実現することができた。
また、ｈ−ＢＮ粒子が球状であることにより、素形材に、機械的異方性を持たないようにすることが出来た。
発明７は、発明５又は６の快削ステンレス鋼の製造方法において、前記Ｂ（ホウ素）の添加量が１×１０−１ｍａｓｓ％未満であることを特徴とする。
発明８は、発明３から７のいずれかの快削ステンレス鋼の製造方法において、Ｂは、フェロボロン又は金属ボロンの添加により、Ｎは溶解雰囲気を（アルゴン＋窒素）あるいは減圧した窒素中での溶解により、快削ステンレス鋼に添加することを特徴とする。
発明９は、発明３から７のいずれかの快削ステンレス鋼の製造方法において、Ｂは、フェロボロン又は金属ボロンの添加により、Ｎは窒素含有化合物の添加により、ステンレス溶鋼にＢ及びＮを添加することを特徴とする。
発明の効果
化学的に安定で酸あるいはアルカリに侵されることのないｈ−ＢＮ粒子を均一分散析出させて、固体潤滑材として優れた特長を持つｈ−ＢＮによる切削性を向上させ、耐食性も劣化することもなく、材料に機械的な異方性を示すことのないステンレス鋼とその製造方法を提供することが出来た。
発明１により、優れた切削性と環境性のみならず耐食性も満足させることができた。
さらに、ｈ−ＢＮ粒子は、鉛に比べ遙かに高い耐熱温度を有しているので、快削性を有しながらも高耐熱性を有するステンレス鋼を実現することができた。
また、ｈ−ＢＮ粒子が球状であることにより、素形材に、機械的異方性を持たないようにすることが出来た。
【０００５】
これら効果は、固体潤滑材として優れた特性を持つｈ−ＢＮ粒子をステンレス鋼に有効に適用したことによるものであり、被削性のみならず環境性を満足し、従来の硫黄快削ステンレス鋼にみられる耐食性の劣化もなくすことができ、さらには、材料に機械的な異方性を示すことのないステンレス鋼を実現できた。
また、このようなステンレス鋼中にｈ−ＢＮ粒子を分散させるに当たり、粉末冶金による製造方法が考えられるが、粉末冶金法では、その最大の欠点である素材中に気孔残留と大型部材の製造が不可能などの欠点を有するものである。
これに対し、発明３及び４は、このような粉末冶金法に依らずに、上記ステンレス鋼を製造することが出来たので、気孔残留のない、大型部材を容易に製造することができた。
図面の簡単な説明
図１は、試料の破断面ＳＥＭ観察による、試料中の析出物の生成・分布状態と、ＥＤＳ分析による析出物の種類の同定を示した写真である。
図２は、Ｂ添加量を変えた試料の旋削加工における切削速度と切削抵抗合力の関係を示したグラフである。
図３は、Ｂ添加量を変えた試料の硫酸腐食試験方法（ＪＩＳ Ｇ ０５９１）による腐食試験の結果を示したグラフである。
図４は、１２５０℃で１／２時間保持したのち、その温度から１００℃／時間の冷却速度で室温まで冷却した試料中の析出物の生成・分布状態を示すＳＥＭ（走査電子顕微鏡）写真である。
発明を実施するための最良の形態
本発明は、上記の通りの特徴を持つものであるが、以下にその実施の形態について説明する。
この発明の製造方法において、ステンレス鋼の溶解は、溶解雰囲気の調
これら効果は、固体潤滑材として優れた特性を持つｈ−ＢＮ粒子をステンレス鋼に有効に適用したことによるものであり、被削性のみならず環境性を満足し、従来の硫黄快削ステンレス鋼にみられる耐食性の劣化もなくすことができ、さらには、材料に機械的な異方性を示すことのないステンレス鋼を実現できた。
また、このようなステンレス鋼中にｈ−ＢＮ粒子を分散させるに当たり、粉末冶金による製造方法が考えられるが、粉末冶金法では、その最大の欠点である素材中に気孔残留と大型部材の製造が不可能などの欠点を有するものである。
これに対し、発明３及び４は、このような粉末冶金法に依らずに、上記ステンレス鋼を製造することが出来たので、気孔残留のない、大型部材を容易に製造することができた。
図面の簡単な説明
図１は、試料の破断面ＳＥＭ観察による、試料中の析出物の生成・分布状態と、ＥＤＳ分析による析出物の種類の同定を示した写真である。
図２は、Ｂ添加量を変えた試料の旋削加工における切削速度と切削抵抗合力の関係を示したグラフである。
図３は、Ｂ添加量を変えた試料の硫酸腐食試験方法（ＪＩＳ Ｇ ０５９１）による腐食試験の結果を示したグラフである。
図４は、１２５０℃で１／２時間保持したのち、その温度から１００℃／時間の冷却速度で室温まで冷却した試料中の析出物の生成・分布状態を示すＳＥＭ（走査電子顕微鏡）写真である。
発明を実施するための最良の形態
本発明は、上記の通りの特徴を持つものであるが、以下にその実施の形態について説明する。
この発明の製造方法において、ステンレス鋼の溶解は、溶解雰囲気の調
【０００８】
したがって、好ましい粒径及び分布状態のｈ−ＢＮ粒子を析出させるのには、焼戻し温度の選択が重要である。試行実験を行った結果、好ましい粒径及び分布状態が得られる焼戻し温度は、９５０〜１１００℃の範囲にあり、その中でも、１０００〜１０５０℃がより好ましい。また、この焼戻し熱処理温度は、通常のオーステナイト系ステンレス鋼に必要とされる熱間加工後の固溶化熱処理温度範囲内にあるため、熱間加工後の固溶化熱処理をｈ−ＢＮ粒子の析出のための熱処理で置き換えることが可能で、非常に好都合である。
更に、焼戻しの保持時間に関しては、温度が高いほどＢとＮの拡散速度が速いため短時間ですみ、その範囲には０．５〜３時間で、好ましくは１〜２時間であり、それ以上のｈ−ＢＮ粒子の成長を止めるため、急冷する。
一方、加熱により固溶消滅したｈ−ＢＮは、温度の低下にしたがってマトリックス中に固溶していたＢとＮはともに溶解度が減少するので、その温度での飽和濃度の状態に達し、さらに、徐冷することによりその温度に対応した飽和濃度に達するまでｈ−ＢＮ粒子を再析出する。この方法によっても、発明１及び２のｈ−ＢＮを再析出させることも可能である。ｈ−ＢＮ粒子の再析出に必要な冷却速度は、１×１０１〜１×１０４℃／時間で、好ましくは１×１０２〜１×１０３℃／時間である。
（実施例１）
溶解原料として市販のオーステナイト系ステンレス鋼（ＳＵＳ３０４）丸棒（重量１８ｋｇ）を真空誘導溶解炉を用いて溶解した。溶解原料の成分組成（ｍａｓｓ％）は、０．０７％Ｃ，０．３３％Ｓｉ，１．１５％Ｍｎ，０．０３６％Ｐ，０．０２２％Ｓ，８．０７％Ｎｉ，１８．０３％Ｃｒであった。溶融時に真空誘導溶解炉にＮを０．０７ＭＰａ封入し、Ｎ濃度の調整を行った。溶融後、溶湯に市販のフェロボロン（１９．２ｍａｓｓ％Ｂ）を表１に示すように所定量添加し、Ｂ濃度の調整を行い、弱減圧
したがって、好ましい粒径及び分布状態のｈ−ＢＮ粒子を析出させるのには、焼戻し温度の選択が重要である。試行実験を行った結果、好ましい粒径及び分布状態が得られる焼戻し温度は、９５０〜１１００℃の範囲にあり、その中でも、１０００〜１０５０℃がより好ましい。また、この焼戻し熱処理温度は、通常のオーステナイト系ステンレス鋼に必要とされる熱間加工後の固溶化熱処理温度範囲内にあるため、熱間加工後の固溶化熱処理をｈ−ＢＮ粒子の析出のための熱処理で置き換えることが可能で、非常に好都合である。
更に、焼戻しの保持時間に関しては、温度が高いほどＢとＮの拡散速度が速いため短時間ですみ、その範囲には０．５〜３時間で、好ましくは１〜２時間であり、それ以上のｈ−ＢＮ粒子の成長を止めるため、急冷する。
一方、加熱により固溶消滅したｈ−ＢＮは、温度の低下にしたがってマトリックス中に固溶していたＢとＮはともに溶解度が減少するので、その温度での飽和濃度の状態に達し、さらに、徐冷することによりその温度に対応した飽和濃度に達するまでｈ−ＢＮ粒子を再析出する。この方法によっても、発明１及び２のｈ−ＢＮを再析出させることも可能である。ｈ−ＢＮ粒子の再析出に必要な冷却速度は、１×１０１〜１×１０４℃／時間で、好ましくは１×１０２〜１×１０３℃／時間である。
（実施例１）
溶解原料として市販のオーステナイト系ステンレス鋼（ＳＵＳ３０４）丸棒（重量１８ｋｇ）を真空誘導溶解炉を用いて溶解した。溶解原料の成分組成（ｍａｓｓ％）は、０．０７％Ｃ，０．３３％Ｓｉ，１．１５％Ｍｎ，０．０３６％Ｐ，０．０２２％Ｓ，８．０７％Ｎｉ，１８．０３％Ｃｒであった。溶融時に真空誘導溶解炉にＮを０．０７ＭＰａ封入し、Ｎ濃度の調整を行った。溶融後、溶湯に市販のフェロボロン（１９．２ｍａｓｓ％Ｂ）を表１に示すように所定量添加し、Ｂ濃度の調整を行い、弱減圧
Claims (10)
- 快削性付与材を添加してなる快削ステンレス鋼であって、前記快削性付与材が、鋼中に均一に分散析出したｈ−ＢＮ（六方晶系窒化ホウ素）粒子であることを特徴とする快削ステンレス鋼。
- 請求の範囲第１項に記載の快削ステンレス鋼において、前記ｈ−ＢＮ粒子が球状であることを特徴とする快削ステンレス鋼。
- 請求の範囲第１項又は第２項に記載の快削ステンレス鋼において、前記ｈ−ＢＮ粒子の粒径が０．２〜３μｍであることを特徴とする快削ステンレス鋼。
- 快削性付与材を添加してなる快削ステンレス鋼の製造方法であって、ｈ−ＢＮ粒子が析出している快削ステンレス鋼を加熱することによりｈ−ＢＮ粒子を固溶消滅させた後急冷し、その後焼もどしを行うことにより、前記快削性付与材としてｈ−ＢＮ粒子を再度均一に分散析出させることを特徴とする快削ステンレス鋼の製造方法。
- 快削性付与材を添加してなる快削ステンレス鋼の製造方法であって、ｈ−ＢＮ粒子が析出している快削ステンレス鋼を加熱することによりｈ−ＢＮ粒子を固溶消滅させた後、引き続いて徐冷することにより、前記快削性付与材としてｈ−ＢＮ粒子を再度均一に分散析出させることを特徴とする快削ステンレス鋼の製造方法。
- 請求の範囲第４項又は第５項に記載の快削ステンレス鋼の製造方法において、Ｂ（ホウ素）の添加量が３×１０−３ｍａｓｓ％以上２×１０−１ｍａｓｓ％未満であり、Ｎ（窒素）の含有量が１．５×１０−２ｍａｓｓ％以上であるとともに、ＢとＮとの含有量の関係が下記式１を満たしていることを特徴とする快削ステンレス鋼の製造方法。
（式１）
- 請求の範囲第６項に記載の快削ステンレス鋼の製造方法において、ＢとＮとの含有量の関係が下記式２を満たしていることを特徴とする快削ステンレス鋼の製造方法。
（式２）
- 請求の範囲第６項に記載の快削ステンレス鋼の製造方法において、前記Ｂ（ホウ素）の添加量が１×１０−１ｍａｓｓ％未満であることを特徴とする快削ステンレス鋼の製造方法。
- 請求の範囲第４項又は第５項に記載の快削ステンレス鋼の製造方法において、Ｂは、フェロボロン又は金属ボロンの添加により、Ｎは溶解雰囲気を（アルゴン＋窒素）あるいは減圧した窒素中での溶解により、快削ステンレス鋼に添加することを特徴とする快削ステンレス鋼の製造方法。
- 請求の範囲第４項又は第５項に記載の快削ステンレス鋼の製造方法において、Ｂは、フェロボロン又は金属ボロンの添加により、Ｎは窒素含有化合物の添加により、ステンレス溶鋼にＢ及びＮを添加することを特徴とする快削ステンレス鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2008527817A JP5142289B2 (ja) | 2006-07-31 | 2007-07-30 | 快削ステンレス鋼及びその製造方法 |
Applications Claiming Priority (4)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2006208017 | 2006-07-31 | ||
| JP2006208017 | 2006-07-31 | ||
| JP2008527817A JP5142289B2 (ja) | 2006-07-31 | 2007-07-30 | 快削ステンレス鋼及びその製造方法 |
| PCT/JP2007/065314 WO2008016158A1 (fr) | 2006-07-31 | 2007-07-30 | acier inoxydable de découpe libre ET SON PROCÉDÉ DE FABRICATION |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPWO2008016158A1 true JPWO2008016158A1 (ja) | 2009-12-24 |
| JP5142289B2 JP5142289B2 (ja) | 2013-02-13 |
Family
ID=38997330
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2008527817A Expired - Fee Related JP5142289B2 (ja) | 2006-07-31 | 2007-07-30 | 快削ステンレス鋼及びその製造方法 |
Country Status (3)
| Country | Link |
|---|---|
| EP (1) | EP2048257B1 (ja) |
| JP (1) | JP5142289B2 (ja) |
| WO (1) | WO2008016158A1 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US10351921B2 (en) * | 2008-04-11 | 2019-07-16 | Questek Innovations Llc | Martensitic stainless steel strengthened by copper-nucleated nitride precipitates |
Families Citing this family (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP6044037B2 (ja) * | 2010-04-30 | 2016-12-14 | 国立研究開発法人物質・材料研究機構 | 精密加工用快削ステンレス鋼素材及びその製造方法 |
| CN102959111B (zh) * | 2010-07-27 | 2017-07-04 | 国立研究开发法人物质·材料研究机构 | 快削不锈钢铸造制品及其生产方法 |
| 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 |
Family Cites Families (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH04365835A (ja) * | 1991-06-14 | 1992-12-17 | Nippon Steel Corp | 窒化ボロン含有快削鋼の製造方法 |
| JPH06145889A (ja) * | 1992-11-11 | 1994-05-27 | Daido Steel Co Ltd | 快削鋼 |
| JPH06235042A (ja) * | 1993-02-09 | 1994-08-23 | Nippon Steel Corp | 極低降伏強度鋼 |
| JPH07300656A (ja) * | 1994-04-30 | 1995-11-14 | Daido Metal Co Ltd | 高温用焼結軸受合金及びその製造方法 |
| JP2001329335A (ja) * | 2000-05-16 | 2001-11-27 | Kobe Steel Ltd | 熱間延性に優れた低炭素硫黄系ｂｎ快削鋼 |
| JP2003129191A (ja) * | 2001-10-24 | 2003-05-08 | Nisshin Steel Co Ltd | 窒化硼素含有快削性ステンレス鋼材およびその製造法 |
| FR2840969B1 (fr) * | 2002-06-14 | 2004-09-03 | Snecma Moteurs | Materiau dense autolubrifiant a sec; piece mecanique en ledit materiau; procede d'elaboration dudit materiau |
| JP2006291296A (ja) * | 2005-04-11 | 2006-10-26 | Nisshin Steel Co Ltd | 深絞り性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼 |
-
2007
- 2007-07-30 EP EP07791987.6A patent/EP2048257B1/en not_active Expired - Fee Related
- 2007-07-30 WO PCT/JP2007/065314 patent/WO2008016158A1/ja active Search and Examination
- 2007-07-30 JP JP2008527817A patent/JP5142289B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US10351921B2 (en) * | 2008-04-11 | 2019-07-16 | Questek Innovations Llc | Martensitic stainless steel strengthened by copper-nucleated nitride precipitates |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| WO2008016158A1 (fr) | 2008-02-07 |
| EP2048257A4 (en) | 2012-11-28 |
| EP2048257B1 (en) | 2014-02-19 |
| JP5142289B2 (ja) | 2013-02-13 |
| EP2048257A1 (en) | 2009-04-15 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| EP2725113B1 (en) | Method for producing austenitic stainless steel and austenitic stainless steel material | |
| KR102360098B1 (ko) | 저열팽창 주강품 및 그의 제조 방법 | |
| CN104350167A (zh) | 钢线材或棒钢 | |
| JP2002256397A (ja) | 耐食性に優れた高硬度マルテンサイト系ステンレス鋼 | |
| CN108291285B (zh) | 钢、渗碳钢部件及渗碳钢部件的制造方法 | |
| WO2017090738A1 (ja) | 鋼、浸炭鋼部品、及び浸炭鋼部品の製造方法 | |
| TW202039881A (zh) | 鋼板及其製造方法、以及成形體 | |
| WO2018008621A1 (ja) | 機械構造用鋼 | |
| CN101589168A (zh) | 无铅易切削钢及其用途 | |
| JP5142289B2 (ja) | 快削ステンレス鋼及びその製造方法 | |
| CN107354386B (zh) | 一种抗氢致延迟开裂的高强钢及制备方法 | |
| JP5713299B2 (ja) | 快削ステンレス鋼鋳鋼製品及びその製造方法 | |
| JP6683075B2 (ja) | 浸炭用鋼、浸炭鋼部品及び浸炭鋼部品の製造方法 | |
| JP6103746B2 (ja) | 快削鉄系形状記憶合金 | |
| JP6044037B2 (ja) | 精密加工用快削ステンレス鋼素材及びその製造方法 | |
| JP6683074B2 (ja) | 浸炭用鋼、浸炭鋼部品及び浸炭鋼部品の製造方法 | |
| JP6683073B2 (ja) | 浸炭用鋼、浸炭鋼部品及び浸炭鋼部品の製造方法 | |
| Sha | Ultra high-strength maraging steel | |
| JP5466897B2 (ja) | 低炭素マルテンサイト系ステンレス鋼とその製造方法 | |
| JP4646926B2 (ja) | 球状バナジウム炭化物含有高硬度合金鋳鉄材料及びその製造方法 | |
| CN109790604A (zh) | 冷锻用钢及其制造方法 | |
| JP6683072B2 (ja) | 浸炭用鋼、浸炭鋼部品及び浸炭鋼部品の製造方法 | |
| Zhang et al. | Strengthening Mechanism and Thermal Stability of Spray Formed H13 Steel | |
| Li et al. | Influence of chemical composition and cold deformation on aging precipitation behavior of high nitrogen austenitic stainless steels | |
| Wang et al. | Influence of Co on the microstructure and mechanical properties of M42 high-speed steel |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20100610 |
|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20100610 |
|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20100610 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20121101 |
|
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20121115 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20151130 Year of fee payment: 3 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Ref document number: 5142289 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
| RD04 | Notification of resignation of power of attorney |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R3D04 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20151130 Year of fee payment: 3 |
|
| S533 | Written request for registration of change of name |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313533 |
|
| R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |