JP2002038241A - 快削ステンレス鋼 - Google Patents
快削ステンレス鋼Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 快削ステンレス鋼を提供する。
【解決手段】 質量％で、Ｃ：０．５０％以下、Ｓｉ：
０．０５〜２．００％、Ｍｎ：０．０５〜１．００％、
Ｓ：０．０５〜０．５０％、Ｓｅ：０．０２〜０．２０
％、Ｔｅ：０．０１〜０．１０％、Ｃｒ：１０．００〜
３０．００％、かつ、Ｍｎ／Ｓ比：２以下、Ｓｅ／Ｓ
比：０．２以上、Ｔｅ／Ｓ比：０．０４以上の成分比を
満たし、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる快削
ステンレス鋼。
０．０５〜２．００％、Ｍｎ：０．０５〜１．００％、
Ｓ：０．０５〜０．５０％、Ｓｅ：０．０２〜０．２０
％、Ｔｅ：０．０１〜０．１０％、Ｃｒ：１０．００〜
３０．００％、かつ、Ｍｎ／Ｓ比：２以下、Ｓｅ／Ｓ
比：０．２以上、Ｔｅ／Ｓ比：０．０４以上の成分比を
満たし、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる快削
ステンレス鋼。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、快削ステンレス鋼
に関するものである。
に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】従来、ＯＡ機器や精密機械部品等には、
ＳＵＳ４３０ＦやＳＵＳ３０３に代表されるＳを添加し
た快削ステンレス鋼のみならず、Ｐｂ，Ｔｅ等のいわゆ
る快削元素を複合添加して被削性改善を図った快削鋼が
使用されてきた。しかしより一層の被削性に優れた快削
ステンレス鋼のニーズは極めて強い。近年では、機器の
小型化、高精密化に対応すべく、被削性の要求レベルが
厳しくなっている。特に、ハードディスクドライブ（Ｈ
ＤＤ）等の精密機器部品用材として多用されている快削
ステンレス鋼には、ステンレス鋼本来の耐食性に優れて
いること、切削加工表面の美麗さや寸法精度を満足する
被削性を有していること、快削鋼中の硫化物が空気中の
水分と反応して発生する硫化水素ガス（アウトガス）が
少ないことが求められている。
ＳＵＳ４３０ＦやＳＵＳ３０３に代表されるＳを添加し
た快削ステンレス鋼のみならず、Ｐｂ，Ｔｅ等のいわゆ
る快削元素を複合添加して被削性改善を図った快削鋼が
使用されてきた。しかしより一層の被削性に優れた快削
ステンレス鋼のニーズは極めて強い。近年では、機器の
小型化、高精密化に対応すべく、被削性の要求レベルが
厳しくなっている。特に、ハードディスクドライブ（Ｈ
ＤＤ）等の精密機器部品用材として多用されている快削
ステンレス鋼には、ステンレス鋼本来の耐食性に優れて
いること、切削加工表面の美麗さや寸法精度を満足する
被削性を有していること、快削鋼中の硫化物が空気中の
水分と反応して発生する硫化水素ガス（アウトガス）が
少ないことが求められている。
【０００３】これまでアウトガス対策として特開平１０
−４６２９２号公報等に開示されているように、低Ｍｎ
化した快削ステンレス鋼が発明されている。しかし、低
Ｍｎ化した快削鋼は、Ｍｎ含有量が１％前後と高い従来
の快削鋼と比較して被削性が大幅に劣るという問題があ
る。これは低Ｍｎ化により硫化物がＭｎＳから（Ｃｒ，
Ｍｎ）Ｓに組成変化する結果、硫化物硬さが上昇し、か
つ熱間延伸性に富むようになり、被削性改善効果が薄れ
るためである。
−４６２９２号公報等に開示されているように、低Ｍｎ
化した快削ステンレス鋼が発明されている。しかし、低
Ｍｎ化した快削鋼は、Ｍｎ含有量が１％前後と高い従来
の快削鋼と比較して被削性が大幅に劣るという問題があ
る。これは低Ｍｎ化により硫化物がＭｎＳから（Ｃｒ，
Ｍｎ）Ｓに組成変化する結果、硫化物硬さが上昇し、か
つ熱間延伸性に富むようになり、被削性改善効果が薄れ
るためである。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】高Ｍｎの従来のＳ快削
鋼の被削性改善方法として、硫化物（ＭｎＳ）の形態制
御を目的に、ＳｅやＴｅを添加することが知られてい
る。しかし、低Ｍｎ化により硫化物（Ｃｒ，Ｍｎ）Ｓが
生成した場合のＳｅやＴｅの効果を明らかにした従来知
見はなかった。コンピュターＨＤＤ部品のように、耐食
性、硫化水素アウトガス特性が優れ、高い被削性が要求
される部品に対して用いられてきた上記特開平１０−４
６２９２号公報では、近年の精密機器の小型高性能化に
伴い厳しくなる部品の加工寸法精度を満足することが困
難になりつつあり、一層の高被削性が求められている。
本発明では、低ＭｎのＳ快削鋼におけるＳｅおよびＴｅ
の効果を明らかにし、これらを利用して大幅に被削鋼を
改善した快削ステンレス鋼を提供することを目的とす
る。
鋼の被削性改善方法として、硫化物（ＭｎＳ）の形態制
御を目的に、ＳｅやＴｅを添加することが知られてい
る。しかし、低Ｍｎ化により硫化物（Ｃｒ，Ｍｎ）Ｓが
生成した場合のＳｅやＴｅの効果を明らかにした従来知
見はなかった。コンピュターＨＤＤ部品のように、耐食
性、硫化水素アウトガス特性が優れ、高い被削性が要求
される部品に対して用いられてきた上記特開平１０−４
６２９２号公報では、近年の精密機器の小型高性能化に
伴い厳しくなる部品の加工寸法精度を満足することが困
難になりつつあり、一層の高被削性が求められている。
本発明では、低ＭｎのＳ快削鋼におけるＳｅおよびＴｅ
の効果を明らかにし、これらを利用して大幅に被削鋼を
改善した快削ステンレス鋼を提供することを目的とす
る。
【０００５】
【課題を解決するための手段】上述したような問題を解
消するべく、発明者らは鋭意開発を進めた結果、Ｓ，Ｓ
ｅ，Ｔｅを最適なバランスで同時に複合添加することに
より介在物組成を制御した結果、介在物の形状と硬さを
切削加工時の工具摩耗制御に好適なものにできることを
見出したものである。その発明の要旨とするところは、 （１）質量％で、Ｃ：０．５０％以下、Ｓｉ：０．０５
〜２．００％、Ｍｎ：０．０５〜１．００％、Ｓ：０．
０５〜０．５０％、Ｓｅ：０．０２〜０．２０％、Ｔ
ｅ：０．０１〜０．１０％、Ｃｒ：１０．００〜３０．
００％、かつ、Ｍｎ／Ｓ比：２以下、Ｓｅ／Ｓ比：０．
２以上、Ｔｅ／Ｓ比：０．０４以上の成分比を満たし、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる快削ステンレ
ス鋼。
消するべく、発明者らは鋭意開発を進めた結果、Ｓ，Ｓ
ｅ，Ｔｅを最適なバランスで同時に複合添加することに
より介在物組成を制御した結果、介在物の形状と硬さを
切削加工時の工具摩耗制御に好適なものにできることを
見出したものである。その発明の要旨とするところは、 （１）質量％で、Ｃ：０．５０％以下、Ｓｉ：０．０５
〜２．００％、Ｍｎ：０．０５〜１．００％、Ｓ：０．
０５〜０．５０％、Ｓｅ：０．０２〜０．２０％、Ｔ
ｅ：０．０１〜０．１０％、Ｃｒ：１０．００〜３０．
００％、かつ、Ｍｎ／Ｓ比：２以下、Ｓｅ／Ｓ比：０．
２以上、Ｔｅ／Ｓ比：０．０４以上の成分比を満たし、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる快削ステンレ
ス鋼。
【０００６】（２）質量％で、Ｏ：０．００５〜０．０
４０％を含有することを特徴とする前記（１）に記載の
快削ステンレス鋼。 （３）質量％で、Ａｌ：０．０００１〜０．０２０％、
Ｃａ：０．０００５〜０．０１０％、Ｍｇ：０．０００
５〜０．０１０％のうちの１種または２種以上を含有す
ることを特徴とする前記（１）または（２）に記載の快
削ステンレス鋼。 （４）質量％で、Ｍｏ：３．００％以下を含有すること
を特徴とする前記（１）〜（３）に記載の快削ステンレ
ス鋼。
４０％を含有することを特徴とする前記（１）に記載の
快削ステンレス鋼。 （３）質量％で、Ａｌ：０．０００１〜０．０２０％、
Ｃａ：０．０００５〜０．０１０％、Ｍｇ：０．０００
５〜０．０１０％のうちの１種または２種以上を含有す
ることを特徴とする前記（１）または（２）に記載の快
削ステンレス鋼。 （４）質量％で、Ｍｏ：３．００％以下を含有すること
を特徴とする前記（１）〜（３）に記載の快削ステンレ
ス鋼。
【０００７】（５）質量％で、Ｎｉ：２０．００％以
下、Ｃｕ：４．００％以下のうちの１種または２種を含
有することを特徴とする前記（１）〜（４）に記載の快
削ステンレス鋼。 （６）質量％で、Ｐｂ：０．０３〜０．３０％、Ｂｉ：
０．０３〜０．３０％のうちの１種または２種を含有す
ることを特徴とする前記（１）〜（５）に記載の快削ス
テンレス鋼。
下、Ｃｕ：４．００％以下のうちの１種または２種を含
有することを特徴とする前記（１）〜（４）に記載の快
削ステンレス鋼。 （６）質量％で、Ｐｂ：０．０３〜０．３０％、Ｂｉ：
０．０３〜０．３０％のうちの１種または２種を含有す
ることを特徴とする前記（１）〜（５）に記載の快削ス
テンレス鋼。
【０００８】（７）質量％で、Ｔｉ：０．０２〜１．０
０％、Ｎｂ：０．０２〜１．００％、Ｖ：０．０２〜
１．００％、Ｗ：０．０２〜１．００％のうちの１種ま
たは２種以上を含有することを特徴とする前記（１）〜
（６）に記載の快削ステンレス鋼。 （８）質量％で、Ｎ：０．００５〜０．１０％、Ｂ：
０．００１〜０．０１０％のうちの１種または２種を含
有することを特徴とする前記（１）〜（７）に記載の快
削ステンレス鋼にある。
０％、Ｎｂ：０．０２〜１．００％、Ｖ：０．０２〜
１．００％、Ｗ：０．０２〜１．００％のうちの１種ま
たは２種以上を含有することを特徴とする前記（１）〜
（６）に記載の快削ステンレス鋼。 （８）質量％で、Ｎ：０．００５〜０．１０％、Ｂ：
０．００１〜０．０１０％のうちの１種または２種を含
有することを特徴とする前記（１）〜（７）に記載の快
削ステンレス鋼にある。
【０００９】
【発明の実施の形態】以下、本発明に係る成分組成の限
定理由について説明する。 Ｃ：０．５０％以下 Ｃは、強度を上げるに必要な元素である。しかし、０．
５０％を超えると耐食性と靱性を劣化させるので、その
上限を０．５０％とした。 Ｓｉ：０．０５〜２．００％ Ｓｉは、脱酸元素として有用な元素であるが、しかし、
多いと焼なまし硬さが上昇するので、その範囲を０．０
５〜２．００％とした。
定理由について説明する。 Ｃ：０．５０％以下 Ｃは、強度を上げるに必要な元素である。しかし、０．
５０％を超えると耐食性と靱性を劣化させるので、その
上限を０．５０％とした。 Ｓｉ：０．０５〜２．００％ Ｓｉは、脱酸元素として有用な元素であるが、しかし、
多いと焼なまし硬さが上昇するので、その範囲を０．０
５〜２．００％とした。
【００１０】Ｍｎ：０．０５〜１．００％ Ｍｎは、Ｓｉと同様に脱酸元素であり、硫化物系介在物
の組成制御に有用である。しかし、０．０５％未満では
その効果を達成できず、また、多過ぎてもその効果は飽
和に達し、その範囲を０．０５〜１．００％とした。 Ｓ：０．０５〜０．５０％ Ｓは、快削元素である。しかし、０．０５％未満ではそ
の効果が得られず、多いと熱間加工性を悪化させるの
で、その範囲を０．０５〜０．５０％とした。
の組成制御に有用である。しかし、０．０５％未満では
その効果を達成できず、また、多過ぎてもその効果は飽
和に達し、その範囲を０．０５〜１．００％とした。 Ｓ：０．０５〜０．５０％ Ｓは、快削元素である。しかし、０．０５％未満ではそ
の効果が得られず、多いと熱間加工性を悪化させるの
で、その範囲を０．０５〜０．５０％とした。
【００１１】Ｓｅ：０．０２〜０．２０％ Ｓｅは、Ｓと同様に快削元素である。しかし、０．０２
％未満ではその効果が得られず、多いと熱間加工性を悪
化させるので、その範囲を０．０２〜０．２０％とし
た。 Ｔｅ：０．０１〜０．１０％ Ｔｅは、Ｓと同様に快削元素である。しかし、０．０１
％未満ではその効果が得られず、多いと熱間加工性を悪
化させるので、その範囲を０．０１〜０．１０％とし
た。
％未満ではその効果が得られず、多いと熱間加工性を悪
化させるので、その範囲を０．０２〜０．２０％とし
た。 Ｔｅ：０．０１〜０．１０％ Ｔｅは、Ｓと同様に快削元素である。しかし、０．０１
％未満ではその効果が得られず、多いと熱間加工性を悪
化させるので、その範囲を０．０１〜０．１０％とし
た。
【００１２】Ｃｒ：１０．００〜３０．００％ Ｃｒは、耐食性を向上させる基本元素である。しかし、
１０．００％未満では効果が少なく、多いと被削性を悪
化させ、かつ脆化しやすくなるので、その範囲を１０．
００〜３０．００％とした。 Ｏ：０．００５〜０．０４０％ Ｏは、硫化物系介在物の熱間変形能を下げ被削性を改善
させる。しかし、多いと不要な酸化物が増加するので、
その範囲を０．００５〜０．０４０％とした。
１０．００％未満では効果が少なく、多いと被削性を悪
化させ、かつ脆化しやすくなるので、その範囲を１０．
００〜３０．００％とした。 Ｏ：０．００５〜０．０４０％ Ｏは、硫化物系介在物の熱間変形能を下げ被削性を改善
させる。しかし、多いと不要な酸化物が増加するので、
その範囲を０．００５〜０．０４０％とした。
【００１３】Ａｌ：０．０００１〜０．０２０％ Ａｌは、強力な脱酸元素であり、酸化物組成制御に有効
である。しかし、０．０００１％未満ではその効果は少
なく、多いと硬質酸化物が被削性を悪化させる。従っ
て、その範囲を０．０００１〜０．０２０％とした。 Ｃａ：０．０００５〜０．０１０％ Ｃａは、強力な脱酸元素であり、酸化物組成制御に有効
である。しかし、０．０００５％未満ではその効果は少
なく、０．０１０％を超える添加は困難である。従っ
て、その範囲を０．０００５〜０．０１０％とした。
である。しかし、０．０００１％未満ではその効果は少
なく、多いと硬質酸化物が被削性を悪化させる。従っ
て、その範囲を０．０００１〜０．０２０％とした。 Ｃａ：０．０００５〜０．０１０％ Ｃａは、強力な脱酸元素であり、酸化物組成制御に有効
である。しかし、０．０００５％未満ではその効果は少
なく、０．０１０％を超える添加は困難である。従っ
て、その範囲を０．０００５〜０．０１０％とした。
【００１４】Ｍｇ：０．０００５〜０．０１０％ Ｍｇは、強力な脱酸元素であり、酸化物組成制御に有効
である。しかし、０．０００５％未満ではその効果は少
なく、多いと硬質非延性酸化物が被削性を悪化させる。
従って、その範囲を０．０００５〜０．０１０％とし
た。 Ｍｏ：３．００％以下 Ｍｏは、耐食性を向上させる元素である。しかし、多い
と脆化しやすく、しかも高価であるので、その上限を
３．００％とした。
である。しかし、０．０００５％未満ではその効果は少
なく、多いと硬質非延性酸化物が被削性を悪化させる。
従って、その範囲を０．０００５〜０．０１０％とし
た。 Ｍｏ：３．００％以下 Ｍｏは、耐食性を向上させる元素である。しかし、多い
と脆化しやすく、しかも高価であるので、その上限を
３．００％とした。
【００１５】Ｎｉ：２０．００％以下 Ｎｉは、耐食性を向上させる元素であり、また、オース
テナイト相の安定化させる。しかし、多いと延性を増し
被削性を悪化させる。従って、その上限を２０．００％
とした。 Ｃｕ：４．００％以下 Ｃｕは、冷間加工性を改善する元素であり、また、オー
ステナイト相の安定化させる。しかし、多いと熱間加工
性を悪化させる。従って、その上限を４．００％とし
た。
テナイト相の安定化させる。しかし、多いと延性を増し
被削性を悪化させる。従って、その上限を２０．００％
とした。 Ｃｕ：４．００％以下 Ｃｕは、冷間加工性を改善する元素であり、また、オー
ステナイト相の安定化させる。しかし、多いと熱間加工
性を悪化させる。従って、その上限を４．００％とし
た。
【００１６】Ｐｂ：０．０３〜０．３０％ Ｐｂは、快削元素である。しかし、０．０３％未満では
その効果が得られず、多過ぎても快削性が飽和すると共
に、熱間加工性が悪化することから、その範囲を０．０
３〜０．３０％とした。 Ｂｉ：０．０３〜０．３０％ Ｂｉは、Ｐｂと同様に、快削元素である。しかし、０．
０３％未満ではその効果が得られず、多過ぎても快削性
が飽和すると共に、熱間加工性が悪化することから、そ
の範囲を０．０３〜０．３０％とした。
その効果が得られず、多過ぎても快削性が飽和すると共
に、熱間加工性が悪化することから、その範囲を０．０
３〜０．３０％とした。 Ｂｉ：０．０３〜０．３０％ Ｂｉは、Ｐｂと同様に、快削元素である。しかし、０．
０３％未満ではその効果が得られず、多過ぎても快削性
が飽和すると共に、熱間加工性が悪化することから、そ
の範囲を０．０３〜０．３０％とした。
【００１７】Ｔｉ：０．０２〜１．００％ Ｔｉは、炭窒化物生成により耐食性を向上させる。しか
し、多いとその効果が飽和することから、その範囲を
０．０２〜１．００％とした。 Ｎｂ：０．０２〜１．００％ Ｎｂは、Ｔｉと同様に、炭窒化物生成により耐食性を向
上させる。しかし、多いとその効果が飽和することか
ら、その範囲を０．０２〜１．００％とした。
し、多いとその効果が飽和することから、その範囲を
０．０２〜１．００％とした。 Ｎｂ：０．０２〜１．００％ Ｎｂは、Ｔｉと同様に、炭窒化物生成により耐食性を向
上させる。しかし、多いとその効果が飽和することか
ら、その範囲を０．０２〜１．００％とした。
【００１８】Ｖ：０．０２〜１．００％ Ｖは、Ｔｉと同様に、炭窒化物生成により耐食性を向上
させる。しかし、多いとその効果が飽和することから、
その範囲を０．０２〜１．００％とした。 Ｗ：０．０２〜１．００％ Ｗは、Ｔｉと同様に、炭窒化物生成により耐食性を向上
させる。しかし、多いとその効果が飽和することから、
その範囲を０．０２〜１．００％とした。
させる。しかし、多いとその効果が飽和することから、
その範囲を０．０２〜１．００％とした。 Ｗ：０．０２〜１．００％ Ｗは、Ｔｉと同様に、炭窒化物生成により耐食性を向上
させる。しかし、多いとその効果が飽和することから、
その範囲を０．０２〜１．００％とした。
【００１９】Ｎ：０．００５〜０．１０％ Ｎは、強度上昇に役立つ元素である。しかし、多いと靱
性を悪化させるので、その範囲を０．００５〜０．１０
％とした。 Ｂ：０．００１〜０．０１０％ Ｂは、熱間加工性を向上させる元素である。しかし、多
いと逆に熱間加工性が悪化することから、その範囲を
０．００１〜０．０１０％とした。
性を悪化させるので、その範囲を０．００５〜０．１０
％とした。 Ｂ：０．００１〜０．０１０％ Ｂは、熱間加工性を向上させる元素である。しかし、多
いと逆に熱間加工性が悪化することから、その範囲を
０．００１〜０．０１０％とした。
【００２０】次に、本発明の特徴とするＳｅとＴｅを特
に一定の割合で複合添加したときの効果について説明す
る。一般的に、硫化物系介在物（Ｓ，Ｓｅ，Ｔｅのいず
れか、あるいは数種を含有する介在物）は、切削加工時
に応力集中源となって働き脆化させることで被削性を改
善し、中でもサイズが大きく、また球状の介在物である
ほど被削性への寄与が大きいとされている。Ｓｅおよび
Ｔｅの添加量を変化させた鋼種の介在物を詳細に調査し
た結果、Ｔｅは従来から知られているように介在物の延
伸を抑制し、球状あるいは紡錘状に保ち、加えてＳｅを
添加すると介在物サイズの大型化、および介在物延伸の
抑制傾向がわずかに認められた。
に一定の割合で複合添加したときの効果について説明す
る。一般的に、硫化物系介在物（Ｓ，Ｓｅ，Ｔｅのいず
れか、あるいは数種を含有する介在物）は、切削加工時
に応力集中源となって働き脆化させることで被削性を改
善し、中でもサイズが大きく、また球状の介在物である
ほど被削性への寄与が大きいとされている。Ｓｅおよび
Ｔｅの添加量を変化させた鋼種の介在物を詳細に調査し
た結果、Ｔｅは従来から知られているように介在物の延
伸を抑制し、球状あるいは紡錘状に保ち、加えてＳｅを
添加すると介在物サイズの大型化、および介在物延伸の
抑制傾向がわずかに認められた。
【００２１】さらに、Ｓｅは介在物硬さを上昇させる傾
向もみられた。Ｓｅ添加で硬さが増した介在物は、切削
加工時に受ける剪断応力下で、介在物自体が破壊し、す
べりの助長および亀裂の発生と伝播を容易にする様子が
見られたため、介在物硬さの上昇も被削性改善に効果が
あるのではないかと推察される。このように、ＳｅやＴ
ｅの添加により変化する硫化物系介在物の諸性質が、被
削性を改善していると考えられる。
向もみられた。Ｓｅ添加で硬さが増した介在物は、切削
加工時に受ける剪断応力下で、介在物自体が破壊し、す
べりの助長および亀裂の発生と伝播を容易にする様子が
見られたため、介在物硬さの上昇も被削性改善に効果が
あるのではないかと推察される。このように、ＳｅやＴ
ｅの添加により変化する硫化物系介在物の諸性質が、被
削性を改善していると考えられる。
【００２２】また、硫化物系介在物の組織、硬さおよび
大きさに及ぼすＳｅとＴｅ添加量の影響について、以下
のような傾向がある。Ｓｅの場合、介在物組織は、Ｓｅ
／Ｓ比の増加に伴いＳｅ濃度も一様に増加する。介在物
硬さは、Ｓｅ／Ｓ比増加に伴い上昇し、その後一定とな
り、介在物大きさは、Ｓｅ／Ｓ比が増加すると一様に大
きくなる傾向がある。また、介在物延伸性（アスペクト
比：介在物の長径長さ／短径長さで評価）は、Ｓｅ／Ｓ
比の増加により緩やかに低下する。Ｔｅの場合、Ｔｅ／
Ｓ比の増加とともに介在物中のＴｅ濃度が増加してＴｅ
／Ｓ比が０．１前後で飽和し、Ｔｅによる介在物延伸抑
制効果もＴｅ／Ｓ比が０．１前後まで、この比の上昇に
伴って増す。介在物硬さは、わずかに上昇する傾向があ
るが変化は小さくほぼ一定である。
大きさに及ぼすＳｅとＴｅ添加量の影響について、以下
のような傾向がある。Ｓｅの場合、介在物組織は、Ｓｅ
／Ｓ比の増加に伴いＳｅ濃度も一様に増加する。介在物
硬さは、Ｓｅ／Ｓ比増加に伴い上昇し、その後一定とな
り、介在物大きさは、Ｓｅ／Ｓ比が増加すると一様に大
きくなる傾向がある。また、介在物延伸性（アスペクト
比：介在物の長径長さ／短径長さで評価）は、Ｓｅ／Ｓ
比の増加により緩やかに低下する。Ｔｅの場合、Ｔｅ／
Ｓ比の増加とともに介在物中のＴｅ濃度が増加してＴｅ
／Ｓ比が０．１前後で飽和し、Ｔｅによる介在物延伸抑
制効果もＴｅ／Ｓ比が０．１前後まで、この比の上昇に
伴って増す。介在物硬さは、わずかに上昇する傾向があ
るが変化は小さくほぼ一定である。
【００２３】ＳｅおよびＴｅの有効な添加量はＳとの比
で決められ、Ｓｅ／Ｓ比は０．２以上（好適な介在物硬
さを得るため、および延伸抑制のため）、Ｔｅ／Ｓ比は
０．０４以上（介在物延伸抑制のため）必要である。こ
のようにＳｅとＴｅの効果があいまって初めて好適な介
在物が生成し、被削性を著しく改善する効果を奏するも
のである。また、快削鋼の硫化水素アウトガスは、従来
より、Ｍｎ／Ｓ比の低下による硫化物系介在物の高Ｃｒ
化に伴って抑制されることが知られていたが、硫化物系
介在物にＳｅやＴｅが固溶するＳ−Ｓｅ−Ｔｅ快削鋼に
おいても同様にＭｎ／Ｓ比によりアウトガス特性が決定
されることが分かった。耐食性においても同様である。
で決められ、Ｓｅ／Ｓ比は０．２以上（好適な介在物硬
さを得るため、および延伸抑制のため）、Ｔｅ／Ｓ比は
０．０４以上（介在物延伸抑制のため）必要である。こ
のようにＳｅとＴｅの効果があいまって初めて好適な介
在物が生成し、被削性を著しく改善する効果を奏するも
のである。また、快削鋼の硫化水素アウトガスは、従来
より、Ｍｎ／Ｓ比の低下による硫化物系介在物の高Ｃｒ
化に伴って抑制されることが知られていたが、硫化物系
介在物にＳｅやＴｅが固溶するＳ−Ｓｅ−Ｔｅ快削鋼に
おいても同様にＭｎ／Ｓ比によりアウトガス特性が決定
されることが分かった。耐食性においても同様である。
【００２４】Ｍｎ／Ｓ比：２以下 ＳｅやＴｅの添加により硫化物は（Ｃｒ，Ｍｎ）（Ｓ，
Ｓｅ，Ｔｅ）組成になるが、この場合でも材料の耐食
性、アウトガス特性（硫化水素発生量）はＭｎ／Ｓ比で
決定される。Ｍｎ／Ｓ比が低いほどこれらの特性は向上
するが、Ｍｎ／Ｓ比が２以下であれば実際上工業的な使
用に耐えうる場合が多い。 Ｓｅ／Ｓ比：０．２以上 Ｓｅ／Ｓ比の増加に伴って硫化物系介在物中のＳｅ濃度
は増加する。Ｓｅ含有硫化物系介在物は、切削加工時に
破壊して亀裂の発生・伝播を容易にするとともに剪断変
形をしやすくする。Ｓｅ／Ｓ比が０．２以上で有効であ
る。
Ｓｅ，Ｔｅ）組成になるが、この場合でも材料の耐食
性、アウトガス特性（硫化水素発生量）はＭｎ／Ｓ比で
決定される。Ｍｎ／Ｓ比が低いほどこれらの特性は向上
するが、Ｍｎ／Ｓ比が２以下であれば実際上工業的な使
用に耐えうる場合が多い。 Ｓｅ／Ｓ比：０．２以上 Ｓｅ／Ｓ比の増加に伴って硫化物系介在物中のＳｅ濃度
は増加する。Ｓｅ含有硫化物系介在物は、切削加工時に
破壊して亀裂の発生・伝播を容易にするとともに剪断変
形をしやすくする。Ｓｅ／Ｓ比が０．２以上で有効であ
る。
【００２５】Ｔｅ／Ｓ比：０．０４以上 Ｔｅ／Ｓ比の増加に伴って硫化物系介在物中のＴｅ濃度
は増加し、これに伴って硫化物系介在物が形態制御され
被削性が改善しＴｅ／Ｓ比が０．０４以上で効果が顕著
である。ただしＴｅ／Ｓ比が０．１でＴｅ濃度が飽和す
るまで被削性改善効果は持続するので、望ましくは０．
１以上である。
は増加し、これに伴って硫化物系介在物が形態制御され
被削性が改善しＴｅ／Ｓ比が０．０４以上で効果が顕著
である。ただしＴｅ／Ｓ比が０．１でＴｅ濃度が飽和す
るまで被削性改善効果は持続するので、望ましくは０．
１以上である。
【００２６】
【実施例】以下、本発明について実施例をもって具体的
に説明する。真空誘導炉で１００ｋｇ鋼塊を溶製し、表
１に示す化学成分を有する鋼を所定の寸法の棒鋼に鍛伸
した後、熱処理を行った。すなわち、表１に示すＮｏ．
１〜１８はフェライト系ステンレス鋼であり、焼なまし
を行い、また、Ｎｏ．１９〜２３はマルテンサイト系で
あり、介在物形状と被削性調査は焼なまし、アウトガス
試験、耐食性試験は焼入焼戻しを行い、Ｎｏ．２４〜２
９はオーステナイト系であり、固溶化熱処理を行った。
その結果を表２に示す。
に説明する。真空誘導炉で１００ｋｇ鋼塊を溶製し、表
１に示す化学成分を有する鋼を所定の寸法の棒鋼に鍛伸
した後、熱処理を行った。すなわち、表１に示すＮｏ．
１〜１８はフェライト系ステンレス鋼であり、焼なまし
を行い、また、Ｎｏ．１９〜２３はマルテンサイト系で
あり、介在物形状と被削性調査は焼なまし、アウトガス
試験、耐食性試験は焼入焼戻しを行い、Ｎｏ．２４〜２
９はオーステナイト系であり、固溶化熱処理を行った。
その結果を表２に示す。
【００２７】表２における、（１）硫化物系介在物形状
は、φ２０ｍｍ棒鋼の鍛伸方向に平行な面の硫化物系介
在物の形状を画像解析装置にて測定した。解析項目は介
在物大きさ分布と介在物アスペクト比（長／短径）とし
た。 （２）被削性については、φ６０ｍｍ棒鋼の長手方向に
超硬工具を用い旋削し（周速２００ｍ／ｍｉｎ、切込み
１．０ｍｍ、送り０．２ｍｍ／ｒｅｖ、切削油なし）、
１０ｍｉｎ旋削後の逃げ面およびすくい面の工具摩耗を
測定した。さらに、仕上切削性評価として、φ２４ｍｍ
棒鋼の端面をサーメット工具を用いて切削し（周速１５
０ｍ／ｍｉｎ、切込み０．０４ｍｍ、送り０．０３ｍｍ
／ｒｅｖ、切削油剤使用）、２００ｍｍ切削後の被削材
の仕上面の表面粗さ、ムシレの有無から仕上切削性の良
否を評価した。
は、φ２０ｍｍ棒鋼の鍛伸方向に平行な面の硫化物系介
在物の形状を画像解析装置にて測定した。解析項目は介
在物大きさ分布と介在物アスペクト比（長／短径）とし
た。 （２）被削性については、φ６０ｍｍ棒鋼の長手方向に
超硬工具を用い旋削し（周速２００ｍ／ｍｉｎ、切込み
１．０ｍｍ、送り０．２ｍｍ／ｒｅｖ、切削油なし）、
１０ｍｉｎ旋削後の逃げ面およびすくい面の工具摩耗を
測定した。さらに、仕上切削性評価として、φ２４ｍｍ
棒鋼の端面をサーメット工具を用いて切削し（周速１５
０ｍ／ｍｉｎ、切込み０．０４ｍｍ、送り０．０３ｍｍ
／ｒｅｖ、切削油剤使用）、２００ｍｍ切削後の被削材
の仕上面の表面粗さ、ムシレの有無から仕上切削性の良
否を評価した。
【００２８】（３）硫化水素アウトガス特性としては、
φ１２ｍｍ×Ｌ２１ｍｍの棒状試験片を８０℃の飽和水
蒸気下にＡｇ板と共に２０ｈ封入し、Ａｇ板の変色度に
より硫化水素発生量の多寡を評価した。すなわち、硫化
水素アウトガスが多くなるのに従って、Ａｇ板が白色か
ら褐色に変化する。 （４）耐食性については、φ１２ｍｍ×Ｌ２１ｍｍの棒
状試験片について、９０％ＲＨで（２０←→７０）℃×
２０回のサイクル中に放置し、表面の発銹状態を調査し
た。
φ１２ｍｍ×Ｌ２１ｍｍの棒状試験片を８０℃の飽和水
蒸気下にＡｇ板と共に２０ｈ封入し、Ａｇ板の変色度に
より硫化水素発生量の多寡を評価した。すなわち、硫化
水素アウトガスが多くなるのに従って、Ａｇ板が白色か
ら褐色に変化する。 （４）耐食性については、φ１２ｍｍ×Ｌ２１ｍｍの棒
状試験片について、９０％ＲＨで（２０←→７０）℃×
２０回のサイクル中に放置し、表面の発銹状態を調査し
た。
【００２９】
【表１】
【００３０】
【表２】
【００３１】表２に示すように、Ｎｏ．１〜１４とＮ
ｏ．１５〜１８はフェライト系ステンレス鋼、Ｎｏ．１
９〜２３はマルテンサイト系ステンレス鋼、Ｎｏ．２４
〜２９はオーステナイト系ステンレス鋼の例である。Ｎ
ｏ．１〜９、Ｎｏ．１５〜１６（フェライト系）、Ｎ
ｏ．１９〜２１（マルテンサイト系）、Ｎｏ．２４〜２
７（オーステナイト系）は本発明例であり、被削性、硫
化水素アウトガス特性、耐食性を兼ね備えた従来にない
優れた材料である。
ｏ．１５〜１８はフェライト系ステンレス鋼、Ｎｏ．１
９〜２３はマルテンサイト系ステンレス鋼、Ｎｏ．２４
〜２９はオーステナイト系ステンレス鋼の例である。Ｎ
ｏ．１〜９、Ｎｏ．１５〜１６（フェライト系）、Ｎ
ｏ．１９〜２１（マルテンサイト系）、Ｎｏ．２４〜２
７（オーステナイト系）は本発明例であり、被削性、硫
化水素アウトガス特性、耐食性を兼ね備えた従来にない
優れた材料である。
【００３２】比較例である、Ｎｏ．１０はＳＵＳ４３０
であり、快削鋼でないため特に被削性が悪い。Ｎｏ．１
１はＳＵＳ４３０Ｆであり、被削性は良好だがアウトガ
ス特性、耐食性が悪い。Ｎｏ．１２は高ＭｎでＭｎ／Ｓ
比が大きいためアウトガス特性、耐食性が悪い。Ｎｏ．
１３はＳｅ量が少なく、発明鋼と比べて介在物がやや小
さ目であり、被削性が劣っている。Ｎｏ．１４はＴｅ量
が少なく、アスペクト比が大きく被削性がやや劣ってい
る。Ｎｏ．１７、１８はそれぞれＳｅ、Ｔｅを全く含ま
ず、被削性が悪い。Ｎｏ．２２はＳｅ、Ｔｅを両方とも
含まない場合で、介在物形態制御がされていないため被
削性が悪い。Ｎｏ．２３は高Ｍｎ／Ｓ比のためアウトガ
ス特性、耐食性が悪い。Ｎｏ．２８は従来鋼のＳＵＳ３
０３であり、Ｎｏ．１１と同様に被削性は良好だがアウ
トガス性、耐食性が悪い。Ｎｏ．２９は低Ｔｅの場合
で、介在物形態制御が不十分で被削性が劣る。
であり、快削鋼でないため特に被削性が悪い。Ｎｏ．１
１はＳＵＳ４３０Ｆであり、被削性は良好だがアウトガ
ス特性、耐食性が悪い。Ｎｏ．１２は高ＭｎでＭｎ／Ｓ
比が大きいためアウトガス特性、耐食性が悪い。Ｎｏ．
１３はＳｅ量が少なく、発明鋼と比べて介在物がやや小
さ目であり、被削性が劣っている。Ｎｏ．１４はＴｅ量
が少なく、アスペクト比が大きく被削性がやや劣ってい
る。Ｎｏ．１７、１８はそれぞれＳｅ、Ｔｅを全く含ま
ず、被削性が悪い。Ｎｏ．２２はＳｅ、Ｔｅを両方とも
含まない場合で、介在物形態制御がされていないため被
削性が悪い。Ｎｏ．２３は高Ｍｎ／Ｓ比のためアウトガ
ス特性、耐食性が悪い。Ｎｏ．２８は従来鋼のＳＵＳ３
０３であり、Ｎｏ．１１と同様に被削性は良好だがアウ
トガス性、耐食性が悪い。Ｎｏ．２９は低Ｔｅの場合
で、介在物形態制御が不十分で被削性が劣る。
【００３３】
【発明の効果】以上述べたように、本発明によるＳ、Ｓ
ｅ、Ｔｅを適度なバランスで同時に添加することにより
介在物組成を制御し、これにより介在物の形態と硬さを
好適なものとすることができ、切削部品の要求精度アッ
プに対して、従来より格段に被削性が優れた材料を提供
することが可能となった。
ｅ、Ｔｅを適度なバランスで同時に添加することにより
介在物組成を制御し、これにより介在物の形態と硬さを
好適なものとすることができ、切削部品の要求精度アッ
プに対して、従来より格段に被削性が優れた材料を提供
することが可能となった。
Claims (8)
- 【請求項１】 質量％で、 Ｃ：０．５０％以下、 Ｓｉ：０．０５〜２．００％、 Ｍｎ：０．０５〜１．００％、 Ｓ：０．０５〜０．５０％、 Ｓｅ：０．０２〜０．２０％、 Ｔｅ：０．０１〜０．１０％、 Ｃｒ：１０．００〜３０．００％、 かつ、Ｍｎ／Ｓ比：２以下、Ｓｅ／Ｓ比：０．２以上、
Ｔｅ／Ｓ比：０．０４以上の成分比を満たし、残部がＦ
ｅおよび不可避的不純物からなる快削ステンレス鋼。 - 【請求項２】 質量％で、Ｏ：０．００５〜０．０４０
％を含有することを特徴とする請求項１に記載の快削ス
テンレス鋼。 - 【請求項３】 質量％で、 Ａｌ：０．０００１〜０．０２０％、 Ｃａ：０．０００５〜０．０１０％、 Ｍｇ：０．０００５〜０．０１０％ のうちの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に記載の快削ステンレス鋼。 - 【請求項４】 質量％で、Ｍｏ：３．００％以下を含有
することを特徴とする請求項１〜３に記載の快削ステン
レス鋼。 - 【請求項５】 質量％で、 Ｎｉ：２０．００％以下、 Ｃｕ：４．００％以下 のうちの１種または２種を含有することを特徴とする請
求項１〜４に記載の快削ステンレス鋼。 - 【請求項６】 質量％で、 Ｐｂ：０．０３〜０．３０％、 Ｂｉ：０．０３〜０．３０％ のうちの１種または２種を含有することを特徴とする請
求項１〜５に記載の快削ステンレス鋼。 - 【請求項７】 質量％で、 Ｔｉ：０．０２〜１．００％、 Ｎｂ：０．０２〜１．００％、 Ｖ：０．０２〜１．００％、 Ｗ：０．０２〜１．００％ のうちの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１〜６に記載の快削ステンレス鋼。 - 【請求項８】 質量％で、 Ｎ：０．００５〜０．１０％、 Ｂ：０．００１〜０．０１０％ のうちの１種または２種を含有することを特徴とする請
求項１〜７に記載の快削ステンレス鋼。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000226743A JP3703008B2 (ja) | 2000-07-27 | 2000-07-27 | 快削ステンレス鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000226743A JP3703008B2 (ja) | 2000-07-27 | 2000-07-27 | 快削ステンレス鋼 |
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| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2002038241A true JP2002038241A (ja) | 2002-02-06 |
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| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2000226743A Expired - Fee Related JP3703008B2 (ja) | 2000-07-27 | 2000-07-27 | 快削ステンレス鋼 |
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| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3703008B2 (ja) |
Cited By (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2004052099A (ja) * | 2002-05-31 | 2004-02-19 | Jfe Steel Kk | 機械構造用鋼材 |
| JP2007238981A (ja) * | 2006-03-07 | 2007-09-20 | Daido Steel Co Ltd | フェライト系快削ステンレス鋼 |
| JP2008115424A (ja) * | 2006-11-02 | 2008-05-22 | Daido Steel Co Ltd | オーステナイト系快削ステンレス鋼 |
| EP1918408A3 (en) * | 2006-10-03 | 2010-10-27 | Daido Tokushuko Kabushiki Kaisha | Martensitic free cutting stainless steel |
| JP2018131670A (ja) * | 2017-02-17 | 2018-08-23 | 新日鐵住金ステンレス株式会社 | フェライト系快削ステンレス線材 |
| CN111876689A (zh) * | 2020-09-08 | 2020-11-03 | 鞍钢股份有限公司 | 一种仪器仪表用低碳含硒的易切削钢及其制造方法 |
| CN114182177A (zh) * | 2021-12-08 | 2022-03-15 | 浙江青山钢铁有限公司 | 一种含硫含碲易切削铁素体不锈钢及其制造方法 |
| CN114717470A (zh) * | 2021-12-01 | 2022-07-08 | 上海大学 | 一种含碲易切削模具钢及其制备方法 |
-
2000
- 2000-07-27 JP JP2000226743A patent/JP3703008B2/ja not_active Expired - Fee Related
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|---|---|---|---|---|
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| JP2007238981A (ja) * | 2006-03-07 | 2007-09-20 | Daido Steel Co Ltd | フェライト系快削ステンレス鋼 |
| EP1918408A3 (en) * | 2006-10-03 | 2010-10-27 | Daido Tokushuko Kabushiki Kaisha | Martensitic free cutting stainless steel |
| JP2008115424A (ja) * | 2006-11-02 | 2008-05-22 | Daido Steel Co Ltd | オーステナイト系快削ステンレス鋼 |
| JP2018131670A (ja) * | 2017-02-17 | 2018-08-23 | 新日鐵住金ステンレス株式会社 | フェライト系快削ステンレス線材 |
| CN111876689A (zh) * | 2020-09-08 | 2020-11-03 | 鞍钢股份有限公司 | 一种仪器仪表用低碳含硒的易切削钢及其制造方法 |
| CN111876689B (zh) * | 2020-09-08 | 2022-05-13 | 鞍钢股份有限公司 | 一种仪器仪表用低碳含硒的易切削钢及其制造方法 |
| CN114717470A (zh) * | 2021-12-01 | 2022-07-08 | 上海大学 | 一种含碲易切削模具钢及其制备方法 |
| CN114182177A (zh) * | 2021-12-08 | 2022-03-15 | 浙江青山钢铁有限公司 | 一种含硫含碲易切削铁素体不锈钢及其制造方法 |
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| JP3703008B2 (ja) | 2005-10-05 |
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