JPS5813620B2 - フクゴウヒキンゾクカイザイブツオガンユウスル カイサクステンレスコウ - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】 本発明は（１）クロム、クロムとニッケル、マンガンと
クロムとニッケルを主合金成分とするオーステナイト系
、フエライト系およびマルテンサイト系ステンレス鋼に
被削性改善合金成分としてカルシウム０．００６〜０，
０６％とさらにイオウ０，０５〜０，３５％、鉛０，０
３〜０，３０％、セレン０，０３〜０，２５％、テルル
０，０１〜０．２０％、ビスマス０，０３〜０，３０％
のいずれか１種以上とを添加含有せしめ、残余が実質的
に鉄よりなるステンレス鋼において該鋼中にＣ系または
Ｃ＋Ｂ系介在物とＡ２系介在物との複合介在物を均等に
分散させたことを特徴とする複合非金属介在物を含有す
る快削ステンレス鋼。

および（２）クロム、クロムとニッケル、マンガンとク
ロムとニッケルを主合金成分とし、さらにモリブデン、
アルミニウム、鋼、チタン、ニオブ＋タンタル、窒素の
１種以上を含有せしめたオーステナイト系、マルテンサ
イト系オーステナイト・フエライト系および析出硬化系
ステンレス鋼に被削性改善成分としてカルシウム０．０
０６〜０，０６％とさらにイオウ０，０５〜０，３５％
、鉛０，０３〜０，３０％、セレン０，０３〜０，２５
％、テルル０，０１〜０，２０％、ビスマス０，０３〜
０，３０％のいずれか１種以上とを添加含有せしめ残余
が実質的に鉄からなるステンレス鋼において、該鋼中に
Ｃ系またはＣ＋Ｂ系介在物とＡ２系介在物との複合介在
物を均等に分散させたことを特徴とする複合介在物を含
有する快削ステンレス鋼に関するものである。

而して不発明鋼の製造法の一例においては対象とするス
テンレス鋼の鋳造過程において、あらかじめ該鋼溶湯中
の酸素量を調整したのち一部のカルシウム・シリサイド
を取鋼中に置注ぎし、残余のカルシウム・シリサイドを
鋳込溶湯中に添加し、さらに他の快削性成分の規定量を
含有せしめて得られたＣ系またはＢ＋Ｃ系介在物とＡ２
系介在物を均等に分散させることにより得られる。

ステンレス鋼を切削加工する場合、鋼の延性が高く熱伝
導性が小さいため切削による発熱量が大で、しかも工具
と切くず間の摩擦熱が逃げ難いなどの理由でムシレ、カ
ジリ、焼付きなどが生じ易い。

このため、イオウ、鉛、セレン、鋼などの被削性改善合
金元素を少量含有させた快削ステンレス鋼が普及してい
る。

しかるに、これらの被削性改善合金元素の含有により耐
食性および強度がかなり損なわれる。

このため、カルシウム含有快削ステンレス鋼が提案され
、上記の欠点がかなり解消するにいたった。

ところが、カルシウムをかなり多量に添加するため、添
加カルシウム合金の種類、添加量、溶解法によって、鋼
中の酸化物系介在物の形態は変化するがほとんどＣ系介
在物（ＪＩＳＧＯ５５５−１９５６、Ｃａ−アルミネー
ト（ ＡＩ 一Ｃａ−０）が主体（一部硫化物を含むこ
とがある）の粒状酸化物が不規則に分散しているもの、
または前記Ｂ系介在物（アルミナを主体とする粒状酸化
物が不連続にならんでいるもの）が残留している。

これらの介在物は軟化溶融温度がＡ２系介在物（マンガ
ンーシリケートを主体とする延伸型介在物）にくらべて
高く、超硬合金工具切削のごとく、切削速度が大で切削
温度が高い場合工具摩耗の増大が抑制されるが、高速度
鋼工具切削のごとく、切削速度が低い場合、工具摩耗の
増大を抑制し難い。

またＣ系介在物は鋼を熱間加工するも塑性変形し難いた
め基地鉄とのなじみがよくなく、ミクロクラツク、キャ
ビテイが発生し易い。

そのようなキャビテイの存在によって強腐食性雰囲気に
おける耐食性が基本成分鋼のそれよりも劣る場合がある
。

本発明はステンレス鋼中にＣ系またはＣ＋Ｅｒ系介在物
とＡ２系介在物とを複合共存させ、Ａ２系介在物をもっ
てＣ系介在物存在による鋼の熱間加工時におけるミクロ
クラツクキャビテイの発生を完全に解消して耐食性劣化
を防止し、さらにＡ２系およびＣ系介在物により広範囲
の切削領域の被削性改善を目的として開発した快削ステ
ンレス鋼である。

このため基礎実験として第１表に示すようにＳＵＳ３０
４系Ｃａステンレス鋼において、従来鋼は炉中でアルミ
ニウム脱酸し溶鋼を取鍋に移注する間にＣａＳｉを全量
添加して常法により凝固させていた。

これに対し不発明鋼は、炉中でアルミニウムを添加せず
あらかじめ取鍋底に少量の低Ａ Ｉ− Ｃ ａ Ｓ ｉ
を２〜５Ｋｇ／ｔ入れ置き後、溶鋼中の酸素量を１００
〜６００ｐｐｍに調整した溶鋼を該取鍋に移住して攪拌
混合（必要に応じ不活性ガス吹込みを行なう）させ、溶
鋼鎮静後鋳型鋳込み、溶鋼流に上記ＣａＳｉを５〜３０
Ｋｇ／ｔ添加し充分攪拌混合しつつ鋳型内で緩徐冷凝固
させた。

この結果、熱間製造した上記鋼材中、従来鋼の非金属介
在物（酸化物）はほとんどＣ系で占められているが、前
記の方法で製造した本発明鋼のそれは大部分複合したＣ
系の外周をＡ２系が包囲したＣ＋Ａ２系（第１図参照）
で占められている。

この点について考察するに、 従来鋼では炉中添加によるアルミニウム脱酸によって、
溶鋼中の酸素はＡＩ。

０３として固定され、残余の酸素のほとんど全量が取鍋
添加したＣａｄｉによってＣａＯ１Ｓ１０２と固定され
るため、Ｃａ −アルミネートが生成して形状的にＣ系
介在物となるものと推定される。

ところが、本発明鋼では炉中でアルミニウムを添加せず
最初少量のカルシウムシリサイドで取鍋脱酸するため、
この時点の少量のＣａＳｉから介入するＡｌの全量は非
常に少量のため鋼中にＣａ−Ｍｎ−シリケートが生成し
てＡ２系介在物をつくる。

しかし、もしこの場合少量のＣａＳｉを添加せず全量の
ＣａＳｉを一度に添加するときはＣａＳｉから介入する
Ａｌ全量はほぼ１００％歩留りよく鋼中に添加される結
果となり、このためＣａ−Ｍｎシリケートはほとんど生
成せず、主としてＣａ−アルミネートが大量に発生する
ことが従来からの実施試験で確認されている。

つぎに、既に鋼中にＣａ−Ｍｎ−シリケートからなる介
在物が多量に生成しているため、鋳込溶鋼流に大部分の
カルシウムシリサイドとアルミニウムを加えるも、Ｃａ
−アルミネートは大量に生成しない。

したがって本発明鋼にはＣ ａ −Ｍｎ −シリケート
とＣａ−アルミネートが混在することになり、これが鋳
型内で溶鋼が緩徐冷凝固するとき、高融点のＣａ−アル
ミネートがまず析出し、あとから多量に存在する低融点
のＣａ−Ｍｎ−シリケートが析出し、Ｃａアルミネート
を核として吸着複合が促進され、Ｃ系介在物をＡ２系介
在物が被覆するものと推定する。

なお、本発明鋼の合金組成は上記めとおり、被削性改善
元素としてカルシウムを０．００６〜０，０６％含有し
ているが、カルシウムが０．００６％以下では超硬工具
寿命の延長効果が薄弱である。

一方０，０６％を超えるとかえって工具摩耗を促進する
ため好ましくない。

上記カルシウムと共存させる被削性改善成分としてイオ
ウ０，０５〜０，３５％、鉛０，０３〜０，３０％、セ
レン０，０３〜０，２５％、テルル０，０１〜０，２０
％、ビスマス０，０３〜０，３０％の１種または２種以
上を選択含有せしめるが、これらは従来より高速度鋼工
具の寿命延長に効果的な金属化合物または硫化物として
ステンレス鋼中に存在させるに好適である。

したがって、本発明鋼の合金組成のうち、被削性改善成
分としてカルシウムとイオウ、鉛、セレン、テルル、ビ
スマスとを複合含有せしめる。

本発明の基本的態様は、前記のとおり、クロム、クロム
とニッケル、クロムとニッケル、マンガンを主合金成分
とするオーステナイト系、フエライト系およびマルテン
サイト系のステンレス鋼を対象とする。

Ｊ Ｉ Ｓに規格化された鋼種を挙げれば、オーステナ
イト系では、ＳＵＳ２０１，２０２、３０１、３０２、
３０３、３０３Ｓｅ１ ３０４、３０４Ｌ１３０５、３
０ ５Ｊｌ、３０８、３０９８，３１０８，３１６、
３１６Ｌ，３１６Ｊ１、３１６ＪＩＬ，３１７、３１７
Ｌ，３２１、３ ２ ９Ｊ１、３４７、３８４、３８５
、ＸＭ７およびＸＭ１５Ｊ１であり、フエライト系では
、ＳＵＳ４０５、４２９、４３０、４３０Ｆおよび４３
４であり、マルテンサイト系では、ＳＵＳ ４０ ３、
４１０、４１０Ｓ，４１０Ｊ１、４１６、４２０Ｊ１、
４２０Ｊ２、４２０Ｆ，４３１、４４０Ａ１４４０Ｂ，
４４０Ｃおよび４４０Ｆである。

本発明の変更態様は、上記の、クロム、クロムとニッケ
ル、またはマンガンとクロムとニッケルを主合金成分と
し、さらにモリブデン４．０％以下、アルミニウム１．
５％以下、同５．０％以下、チタン１．２％以下、ニオ
ブ＋タンタル１，２％以下および窒素０．２５％以下の
いずれか１種または２種以上を含有させた、オーステナ
イト系、フエライト系、マルテンサイト系、オーステナ
イト・フエライト系または析出硬化系のステンレス鋼を
対象とする。

モリブデンは耐食性向上を目的として添加するものであ
り、アルミニウムは耐酸化性を意図して含有させるもの
であり、銅の存在は耐食性向上の効果を有し、チタンお
よびニオブ＋タンタルは粒界腐食の改善を狙って加え、
また窒素は高温強度を高めるはたらきがある。

これらの元素を添加するステンレス鋼にＪＩＳ規格鋼種
は、オーステナイト系、フエライト系およびマルテンサ
イト系はさきに挙げたとおりである。

オーステナイト・フエライト系の鋼種としてはＳＵＳ３
２９Ｊ１が代表的なものであり、析出硬化系のステンレ
ス鋼擾こは、ＳＵＳ６３０、６３１および６３１Ｊなど
がある。

上記の各種ステンレス鋼は、クロムを１１〜２８％、ニ
ッケルを３０％以下、そしてマンガンを１０％以下含有
する。

以下、実施例をもって具体的に詳しく説明する。

実施例 １ 実験用溶解炉により第２表に示す化学成分の種種の系の
ステンレス鋼を製造し、ついで熱間鍛造により丸棒状（
直径６０ｍｍ）試験片に成形し、さらに１１００℃に加
熱保持する均質化焼鈍を施した。

前記試験片から熱間ねじり試験片を採取し、通常の加熱
温度（ １０００〜１２００°Ｃ）およびひずみ速度（
１〜１００ＳｅＣ−１ ）における熱間加工性を調査し
た結果、本発明鋼はいずれも比較鋼Ａ２，Ａ３とほぼ同
等であった。

つぎに第２表に示す鋼材について、超硬合金工具および
高速度鋼工具による切削試験を行ない、各鋼材切削時の
所定の工具寿命に対応する切削速度をもって被削性の指
標とした。

それを第３表に示す。

■）超硬合金工具による切削試験条件 工 具： Ｐ２０ （ ０，７，７，７，１ ０，０，
０．５Ｒ）送 り：０．１８ｍｍ／ｒｅｖ． 切込み：０．６ｍｍ 切削油剤：なし（乾式切削） 切削速度：工具寿命が７０分になるときの切削速度を特
性値とし、Ａ１鋼のそ 孔を１００としたときの比で示す。

■）高速度鋼工具による切削試験条件 工 具： ＳＫＨ５ ７ （ ０，１ ５，７．７．
１ ０，０，０．５ Ｒ）送 り： ０． １ ８ｍ
ｍ／ ｒｅｖ．切込み二０．６ｍｍ 切削油剤：なし（乾式切削） 切削速度：工具寿命が４０分になるときの切削速度を特
性値とし、Ａ１鋼のそ れを１００としたときの比で示す。

同表にみられるとおり、Ｃ系介在物にＡ２系介在物が付
着包被した複合介在物を均等に分散させた本発明鋼の被
削性は比較鋼Ａ１，Ａ２のそれに比べて約５０〜１１０
％（超硬工具切削時）、約１０〜３０％（高速度鋼工具
切削時）の向上が得られた。

超硬合金工具切削において被削材中の主としてカルシウ
ムよりなるＣ＋Ａ２系介在物が切削時に軟化あるいは溶
融してベラークとなり、これが工具の切刃面に付着して
工具摩耗を抑制するためと考えられる。

またカルシウムとイオウ、セレン、テルル、鉛、ビスマ
スなどと共存させた被削材では工具一切くず接触域での
切欠き、潤滑作用でさらに被削性が助長されるためと考
えられる。

つぎに、耐食性試験として、試験片を室温状態の１％硫
酸および１％塩酸に１時間浸漬したときの腐食減量（
ｇ／ｍ”／ ｈ ）を求め、Ａ１鋼のそれを１００とし
て比で第３表に併記した。

同表にみられるとおり、本発明鋼は比較鋼ＡＯとほぼ同
等の耐食性を有することがわかつた。

また本発明鋼中耐食性が劣るＡ１１鋼でも、Ａ１鋼に比
べて著しく優れている。

したがって本発明鋼が特定範囲内で上記被削性改善元素
を含有し、しかもＣ＋Ａ２系介在物が存在するも、耐食
性に悪影響を及ぼさないことが確認できた。

実施例 ２ 実験用溶解炉により第４表に示す化学成分のフエライト
系ステンレス鋼を製造し、ついで熱間鍛造により丸棒状
（直径６０ｍｍ）試験片に成形し、さらに８２０℃に加
熱保持する均質化焼鈍を施した。

前記試験片から熱間ねじり試験片を採取して実施例１と
同様に熱間加工性を調査した結果、本発明鋼はいづれも
比較鋼Ｆ１とほぼ同等であった。

つぎに第４表に示す鋼材について、実施例１と同様な切
削試験を行ない、その被削性を第５表に示す。

同表にみられるとおり、本発明鋼の被削性は比較鋼Ｆ１
のそれに比べて約５０〜１１０％（超硬工具切削時）、
約２０〜４０％（高速度鋼工具切削時）の向上が得られ
た。

このような作用効果が得られた理由は実施例１の場合と
同様であると考えられる。

つぎに耐食性についても実施例１の場合と同様に腐食減
量を求め、Ｆ１鋼のそれを１００として比で第５表に併
記した。

同表にみられるとおり、本発明鋼は比較鋼ＦＯとほぼ同
等の耐食性を有することがわかった。

この点から、後述する範囲内でカルシウムとイオウ、鉛
、セレン、テルル、ビスマスのいづれか１種または２種
以上を複合含有し、しかもＣ＋Ａ２系介在物を分散させ
るも、基本成分鋼の耐食性を何等損なわないことがわか
った。

実施例 ３ 実験用溶解炉により第６表に示す化学成分のマルテンサ
イト系ステンレス鋼を製造し、ついで熱間鍛造により丸
棒状（直径６０ｍｍ）試験片に成形し、さらに８５０℃
に加熱保持する均質化焼鈍を施した。

前記試験片から熱間ねじり試験片を採取して実施例１と
同様に熱間加工性を調査した結果、本発明鋼は比較鋼Ｍ
ｌ，Ｍ７とほぼ同等の熱間加工性を有することがわかつ
た。

つぎに第５表に示す鋼材について、実施例１と同様な切
削試験を行ない、その被削性を第７表に示す。

同表にみられるとおり、４１６系本発明鋼Ｍ５の被削性
は比較鋼Ｍ１のそねこ比べて約３０％（超硬工具切削時
）約２０％（高速度鋼工具切削時）向上し、４１０系不
発明鋼Ｍ３，Ｍ４の被削性は比較鋼ＭＯのそれに比べて
約８０，１００％（超硬工具切削時）、約１２０，１
５０（高速度鋼工具切削時）向上していることがわかっ
た。

また４４０Ｆ系不発明鋼Ｍ１２の被削性は比較鋼Ｍ７の
それに比べて約３０％（超硬工具切削時）約１５％（高
速度鋼工具切削時）向上し、４４０Ｃ系本発明鋼Ｍ９，
ＭＩＯ，Ｍｌｌの被削性は比較鋼Ｍ６のそれに比べて約
１３０％（超硬工具切削時）、約１４０〜１６５％（高
速度鋼工具切削時）向上していることがわかった。

つぎに耐食性についても実施例１の場合と同様に腐食減
量を求め、Ｍ１鋼およびＭＩ鋼のそれを１００として比
で第７表に併記した。

同表にみられるとおり、４１６系本発明鋼Ｍ５の耐食性
は比較鋼Ｍ１のそれに比べてやや優れている。

また４１０系本発明鋼Ｍ３，Ｍ４の耐食性は比較鋼ＭＯ
のそれと大差ないことがわかった。

また４４０Ｆ，４４０Ｃ系本発明鋼および比較鋼につい
てもほぼ同様の傾向がみられた。

以上のとおり、クロム、クロムとニッケル、マンガンと
クロムとニッケルを主合金成分とし、これに耐食性改善
合金成分を必要により適宜含有せしめた従来のフエライ
ト系、オーステナイト系、マルテンサイト系、オーステ
ナイト系および析出硬化系ステンレス鋼に、適量のカル
シウムと、更に適量のイオウ、鉛、セレン、テルル、ビ
スマスなどの被削性改善合金成分を複合添加し、鋼中に
Ｃ系またはＣ＋Ｂ系介在物とＡ２系介在物との複合介在
物を均等に分散させた不発明鋼の被削性は従来のステン
レス鋼はもとより、Ｃ系介在物よりなるカルシウム含有
快削ステンレス鋼に比べて被削性が著しく向上し、熱間
加工性、耐食性はもちろん、材料強度も何ら遜色のない
ことを確認した。

【図面の簡単な説明】 第１図は本発明鋼Ａ６中に存在するＣ＋Ａ２系介在物の
拡大写真（６００倍）である。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １ クロム、クロムとニッケル、またはマンガンとクロ
   ムとニッケルを主合金成分とするオーステナイト系、フ
   エライト系、またはマルテンサイト系のステンレス鋼に
   、被削性改善合金成分として、カルシウム０．００６〜
   ０．０６％と、イオウ０．０５〜０．３５％、鉛０．０
   ３〜０．３０％、セレン０．０３〜０．２５％、テルル
   ０．０１〜０．２０％およびビスマス０．０３〜０．３
   ０％のいずれか１種または２種以上とを添加し、残余が
   実質的に鉄からなるステンレス鋼において、鋼中にＣ系
   または（Ｃ＋Ｂ）系の介在物と、Ａ２系介在物との複合
   介在物を均等に分散させたことを特徴とする複合非金属
   介在物を含有する快削ステンレス鋼。 ２ クロム、クロムとニッケル、またはマンガンとクロ
   ムとニッケルを主合金成分とし、さらにモリブデン４．
   ０％以下、アルミニウム１．５％以下、銅５．０％以下
   、チタン１．２％以下、ニオブ＋タンタル１．２％以下
   および窒素１．２％以下のいずれか１種または２種以上
   を含有するオーステナイト系：フエライト系、マルテン
   サイト系、オーステナイト・フエライト系または析出硬
   化系のステンレス鋼に、被削性改善合金成分として、カ
   ルシウム０．００６〜０．０６％と、イオウ０．０５〜
   ０．３５％、鉛０．０３〜０．３０％、セレン０．０３
   〜０．２５％、テルル０．０１〜０．２０％およびビス
   マス０．０３〜０．３０％のいずれか１種または２種以
   上とを添加し、残余が実質的に鉄からなるステンレス鋼
   において、鋼中にＣ系または（Ｃ十Ｂ）系の介在物とＡ
   ２系介在物との複合介在物を均等に分散させたことを特
   徴とする複合非金属介在物を含有する快削ステンレス鋼
   。