JP3425129B2 - 快削合金材料 - Google Patents
快削合金材料Info
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】この発明は、被削性に優れた
快削合金材料に関する。
快削合金材料に関する。
【０００２】
【従来の技術】合金材料は、その特性の多様性からその
利用分野も幅広い。例えば、硬さ、及び耐食性などを要
求される機器・部品には、焼き入れ熱処理により硬さを
確保できるマルテンサイト系ステンレス鋼が広く使用さ
れている。また、電磁弁などの磁芯材料、各種センサー
などの磁性材料としては、フェライト系の電磁ステンレ
ス鋼が実用材として広く使用されている。これらステン
レス鋼に代表される合金材料は、その用途から切削加工
が行われることが多く、生産性向上、あるいは加工費用
の低減のため、被削性の向上が求められている。そのた
め、Ｓ、Ｐｂ、Ｓｅ、Ｂｉなどの被削性を向上させる元
素（以下、被削性向上元素ともいう）を含有する快削合
金材料が多く利用されている。特に、精密な仕上加工が
施されるなど被削性が特に求められる場合には、被削性
を向上させるため、上記の被削性向上元素の含有量を増
やすことが行われると共に、上記の元素を単独ではなく
複合添加して用いられることも多い。
利用分野も幅広い。例えば、硬さ、及び耐食性などを要
求される機器・部品には、焼き入れ熱処理により硬さを
確保できるマルテンサイト系ステンレス鋼が広く使用さ
れている。また、電磁弁などの磁芯材料、各種センサー
などの磁性材料としては、フェライト系の電磁ステンレ
ス鋼が実用材として広く使用されている。これらステン
レス鋼に代表される合金材料は、その用途から切削加工
が行われることが多く、生産性向上、あるいは加工費用
の低減のため、被削性の向上が求められている。そのた
め、Ｓ、Ｐｂ、Ｓｅ、Ｂｉなどの被削性を向上させる元
素（以下、被削性向上元素ともいう）を含有する快削合
金材料が多く利用されている。特に、精密な仕上加工が
施されるなど被削性が特に求められる場合には、被削性
を向上させるため、上記の被削性向上元素の含有量を増
やすことが行われると共に、上記の元素を単独ではなく
複合添加して用いられることも多い。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】ここで、被削性向上の
ため広く用いられているＳは、ＭｎＳとして使用される
ことが多いものの、多量の添加は、その合金の耐食性、
熱間加工性、冷間加工性を劣化させる原因となる。また
そればかりでなく、大気中に暴露すると、合金材料中に
含有されている硫黄成分が硫黄含有ガスとなって放出さ
れ、部品周辺に硫黄コンタミを引き起こしやすくなる場
合もある。また、電磁ステンレス鋼においては、Ｓ、Ｓ
ｅ及びＴｅ等は磁気特性を著しく劣化させる元素でもあ
る。
ため広く用いられているＳは、ＭｎＳとして使用される
ことが多いものの、多量の添加は、その合金の耐食性、
熱間加工性、冷間加工性を劣化させる原因となる。また
そればかりでなく、大気中に暴露すると、合金材料中に
含有されている硫黄成分が硫黄含有ガスとなって放出さ
れ、部品周辺に硫黄コンタミを引き起こしやすくなる場
合もある。また、電磁ステンレス鋼においては、Ｓ、Ｓ
ｅ及びＴｅ等は磁気特性を著しく劣化させる元素でもあ
る。
【０００４】そのため、Ｍｎ含有量を制限し硫化物中の
Ｃｒ含有量を高めたり、Ｓを含有する場合にはＴｉとＳ
を複合添加して、硫化物を球状化したりする提案がなさ
れている（例えば、特開平１０−４６２９２号公報ある
いは特開昭５６−１６６５３号公報）。しかし、硫化物
中のＣｒ量を高めることは、被削性や、熱間加工性を著
しく低下させる傾向にあるため、その用途は限定される
ことが多かった。
Ｃｒ含有量を高めたり、Ｓを含有する場合にはＴｉとＳ
を複合添加して、硫化物を球状化したりする提案がなさ
れている（例えば、特開平１０−４６２９２号公報ある
いは特開昭５６−１６６５３号公報）。しかし、硫化物
中のＣｒ量を高めることは、被削性や、熱間加工性を著
しく低下させる傾向にあるため、その用途は限定される
ことが多かった。
【０００５】本発明の課題は、耐食性、熱間加工性、及
び冷間加工性、あるいは磁気特性を従来の合金材料と遜
色のないものにしつつ、被削性に優れた快削合金材料を
提供することにある。
び冷間加工性、あるいは磁気特性を従来の合金材料と遜
色のないものにしつつ、被削性に優れた快削合金材料を
提供することにある。
【０００６】
【０００７】
【０００８】
【０００９】
【００１０】
【００１１】
【００１２】
【課題を解決するための手段及び作用・効果】
本発明の
快削合金材料は、具体的にはマルテンサイト系ステンレ
ス鋼に好適に適用できる（以下、第一選択発明とい
う）。この場合、本発明の快削合金材料の構成は、Ｔｉ
とＺｒとの少なくともいずれかを金属元素成分として含
有し、その金属元素成分との結合成分として、必須成分
としてのＣを含有し、さらにＳ、Ｓｅ及びＴｅから選ば
れる１種又は２種以上とを含有する（Ｔｉ、Ｚｒ）系化
合物が基質金属相中に形成され、前記（Ｔｉ、Ｚｒ）系
化合物は組成式（Ｔｉ、Ｚｒ） ４ （Ｓ、Ｓｅ、Ｔｅ） ２
Ｃ ２ にて表される化合物を少なくとも含有し、前記基質
金属相はＦｅを主成分とするＦｅ系マトリックス相とし
て形成されている快削合金材料であって、Ｎｉを含有し
ないか、または含有していてもその含有率が２質量％以
下とされ、９〜１７質量％のＣｒを含有し、さらにＴｉ
の含有量をＷTi(質量％)、Ｚｒの含有量をＷZr(質量％)
として、ＷTi+０．５２ＷZrが０．１０〜３．５質量％
となるようにＴｉとＺｒとの少なくとも何れかを含有
し、０．０３〜１質量％のＳと、０．０１〜０．８質量
％のＳｅとの少なくとも何れかを含有し、Ｏ：０．０３
質量％以下、Ｎ：０．０５質量％以下とされ、Ｃの含有
量をＷC（質量％）、Ｓの含有量をＷS（質量％）、Ｓｅ
の含有量をＷSe（質量％）とするとき、 ０．３７５×（ＷS＋０．４ＷSe）＜ＷC≦１．５・・・式Ａ、かつ、 ０．１２５×（ＷTi＋０．５２ＷZr）＜ＷC≦１．５・・・式Ｂ を満足するＣを含有することを特徴とする。
快削合金材料は、具体的にはマルテンサイト系ステンレ
ス鋼に好適に適用できる（以下、第一選択発明とい
う）。この場合、本発明の快削合金材料の構成は、Ｔｉ
とＺｒとの少なくともいずれかを金属元素成分として含
有し、その金属元素成分との結合成分として、必須成分
としてのＣを含有し、さらにＳ、Ｓｅ及びＴｅから選ば
れる１種又は２種以上とを含有する（Ｔｉ、Ｚｒ）系化
合物が基質金属相中に形成され、前記（Ｔｉ、Ｚｒ）系
化合物は組成式（Ｔｉ、Ｚｒ） ４ （Ｓ、Ｓｅ、Ｔｅ） ２
Ｃ ２ にて表される化合物を少なくとも含有し、前記基質
金属相はＦｅを主成分とするＦｅ系マトリックス相とし
て形成されている快削合金材料であって、Ｎｉを含有し
ないか、または含有していてもその含有率が２質量％以
下とされ、９〜１７質量％のＣｒを含有し、さらにＴｉ
の含有量をＷTi(質量％)、Ｚｒの含有量をＷZr(質量％)
として、ＷTi+０．５２ＷZrが０．１０〜３．５質量％
となるようにＴｉとＺｒとの少なくとも何れかを含有
し、０．０３〜１質量％のＳと、０．０１〜０．８質量
％のＳｅとの少なくとも何れかを含有し、Ｏ：０．０３
質量％以下、Ｎ：０．０５質量％以下とされ、Ｃの含有
量をＷC（質量％）、Ｓの含有量をＷS（質量％）、Ｓｅ
の含有量をＷSe（質量％）とするとき、 ０．３７５×（ＷS＋０．４ＷSe）＜ＷC≦１．５・・・式Ａ、かつ、 ０．１２５×（ＷTi＋０．５２ＷZr）＜ＷC≦１．５・・・式Ｂ を満足するＣを含有することを特徴とする。
【００１３】硬さ、及び耐食性が要求される機器・部品
にはマルテンサイト系ステンレス鋼が使用されることが
多い。マルテンサイト系ステンレス鋼は、焼き入れ熱処
理によりその硬さが増すため、切削加工を施す場合は焼
鈍状態で切削を行い、その後焼き入れ、焼戻し処理を行
うことで加工性の向上をはかる場合があった。しかしな
がら、焼き入れ熱処理によりステンレス鋼に歪みが生じ
ることもあり、精密加工を行う場合は焼き入れ熱処理後
に切削加工を施さねばならない場合があり、その被削性
の向上が要求されている。そのため、Ｓ、Ｓｅ、Ｐｂ、
及びＢｉ等の被削性向上元素を含有し被削性の向上が図
られるが、これらの元素を含有することにより、耐食
性、熱間加工性等が劣化するだけでなく、焼き入れ性が
劣化し、十分な硬さが得られないという問題もあった。
にはマルテンサイト系ステンレス鋼が使用されることが
多い。マルテンサイト系ステンレス鋼は、焼き入れ熱処
理によりその硬さが増すため、切削加工を施す場合は焼
鈍状態で切削を行い、その後焼き入れ、焼戻し処理を行
うことで加工性の向上をはかる場合があった。しかしな
がら、焼き入れ熱処理によりステンレス鋼に歪みが生じ
ることもあり、精密加工を行う場合は焼き入れ熱処理後
に切削加工を施さねばならない場合があり、その被削性
の向上が要求されている。そのため、Ｓ、Ｓｅ、Ｐｂ、
及びＢｉ等の被削性向上元素を含有し被削性の向上が図
られるが、これらの元素を含有することにより、耐食
性、熱間加工性等が劣化するだけでなく、焼き入れ性が
劣化し、十分な硬さが得られないという問題もあった。
【００１４】そこで、本発明者等は鋭意検討の結果、上
記各成分を、上記成分範囲にて含有することによって、
(Ｔｉ、Ｚｒ）４（Ｓ、Ｓｅ、Ｔｅ）２Ｃ２等のような
（Ｔｉ、Ｚｒ）系化合物を基質金属相中に形成すること
ができ、このような化合物がステンレス鋼中に微細に分
散形成されることによって優れた被削性が得られるとと
もに、耐食性、熱間加工性、及び冷間加工性に加え、焼
き入れ性も良好なマルテンサイト系ステンレス鋼が得ら
れることを見出し、本発明の完成に至った。
記各成分を、上記成分範囲にて含有することによって、
(Ｔｉ、Ｚｒ）４（Ｓ、Ｓｅ、Ｔｅ）２Ｃ２等のような
（Ｔｉ、Ｚｒ）系化合物を基質金属相中に形成すること
ができ、このような化合物がステンレス鋼中に微細に分
散形成されることによって優れた被削性が得られるとと
もに、耐食性、熱間加工性、及び冷間加工性に加え、焼
き入れ性も良好なマルテンサイト系ステンレス鋼が得ら
れることを見出し、本発明の完成に至った。
【００１５】また、マルテンサイト系ステンレス鋼は、
その含有成分により、マルテンサイト変態温度（Ｍｓ
点）及び焼き入れ性が大幅に変化するため、その成分範
囲には注意を要する。そのため上記（Ｔｉ、Ｚｒ）系化
合物の各構成成分は、次のようなことに留意し、その含
有範囲を設定する必要がある。まず、被削性向上の効果
が発揮される必要十分な量の（Ｔｉ、Ｚｒ）系化合物が
形成され、マルテンサイト変態温度（Ｍｓ点）や焼き入
れ性に影響が生ずるような過剰な（Ｔｉ、Ｚｒ）系化合
物が形成されないように、各構成成分の含有量を定める
ことが望ましい。また、（Ｔｉ、Ｚｒ）系化合物に含有
されている原子は、マルテンサイト相の硬さや焼き入れ
性等の特性にほとんど影響を及ぼさない。そのため、も
ともと添加された成分の含有量から、（Ｔｉ、Ｚｒ）系
化合物に含有されている構成元素の含有量を、差し引い
た量の成分（以下、残余の成分という）がマトリックス
相中に固溶しており、この残余の成分がマルテンサイト
変態に影響を及ぼすと考えることができる。したがっ
て、この残余の成分の組成と、類似の組成を有するステ
ンレス鋼の連続冷却変態線図等を用いて、マルテンサイ
ト変態に対する影響を考慮し、各成分の含有範囲を設定
するのが良い。特に、Ｃはマルテンサイト変態への影響
が大きいため、前記式Ａ及び式Ｂを満足させるようにす
る。その結果、被削性が向上するとともに、焼き入れ硬
さ、及び焼き入れ性等が従来のマルテンサイト系ステン
レス鋼と遜色のないものとなる。
その含有成分により、マルテンサイト変態温度（Ｍｓ
点）及び焼き入れ性が大幅に変化するため、その成分範
囲には注意を要する。そのため上記（Ｔｉ、Ｚｒ）系化
合物の各構成成分は、次のようなことに留意し、その含
有範囲を設定する必要がある。まず、被削性向上の効果
が発揮される必要十分な量の（Ｔｉ、Ｚｒ）系化合物が
形成され、マルテンサイト変態温度（Ｍｓ点）や焼き入
れ性に影響が生ずるような過剰な（Ｔｉ、Ｚｒ）系化合
物が形成されないように、各構成成分の含有量を定める
ことが望ましい。また、（Ｔｉ、Ｚｒ）系化合物に含有
されている原子は、マルテンサイト相の硬さや焼き入れ
性等の特性にほとんど影響を及ぼさない。そのため、も
ともと添加された成分の含有量から、（Ｔｉ、Ｚｒ）系
化合物に含有されている構成元素の含有量を、差し引い
た量の成分（以下、残余の成分という）がマトリックス
相中に固溶しており、この残余の成分がマルテンサイト
変態に影響を及ぼすと考えることができる。したがっ
て、この残余の成分の組成と、類似の組成を有するステ
ンレス鋼の連続冷却変態線図等を用いて、マルテンサイ
ト変態に対する影響を考慮し、各成分の含有範囲を設定
するのが良い。特に、Ｃはマルテンサイト変態への影響
が大きいため、前記式Ａ及び式Ｂを満足させるようにす
る。その結果、被削性が向上するとともに、焼き入れ硬
さ、及び焼き入れ性等が従来のマルテンサイト系ステン
レス鋼と遜色のないものとなる。
【００１６】上記マルテンサイト系ステンレス鋼として
構成される第一選択発明の快削合金材料は、合金材料試
験片として、縦１５ｍｍ、横３ｍｍ、厚さ２５ｍｍの直
方体形状を有し、かつ全面を番手＃４００のエメリーペ
ーパーを用いて研磨したものを用意し、硫黄成分ゲッタ
ーとしての、縦１０ｍｍ、横５ｍｍ、厚さ０．１ｍｍの
純度９９．９％以上の銀箔と、０．５ｃｃ.の純水と
を、前記試験片とともに内容積２５０ｃｃ.の容器中に
封入し、容器内の温度が８５℃となるように昇温して２
０時間保持した後、前記銀箔中の硫黄成分含有量ＷSO
（質量％）を分析したとき、前記ＷSOの値が０．０３５
質量％以下となる快削合金材料とすることができる。
構成される第一選択発明の快削合金材料は、合金材料試
験片として、縦１５ｍｍ、横３ｍｍ、厚さ２５ｍｍの直
方体形状を有し、かつ全面を番手＃４００のエメリーペ
ーパーを用いて研磨したものを用意し、硫黄成分ゲッタ
ーとしての、縦１０ｍｍ、横５ｍｍ、厚さ０．１ｍｍの
純度９９．９％以上の銀箔と、０．５ｃｃ.の純水と
を、前記試験片とともに内容積２５０ｃｃ.の容器中に
封入し、容器内の温度が８５℃となるように昇温して２
０時間保持した後、前記銀箔中の硫黄成分含有量ＷSO
（質量％）を分析したとき、前記ＷSOの値が０．０３５
質量％以下となる快削合金材料とすることができる。
【００１７】上記（Ｔｉ、Ｚｒ）系化合物が形成される
ことにより、添加されるＳがＭｎＳ等より化学的に安定
な（Ｔｉ、Ｚｒ）系化合物の構成元素のひとつとして含
有されるため、ステンレス鋼から大気中に放出されるＳ
の量を削減することになる。したがって、上記（Ｔｉ、
Ｚｒ）系化合物の形成により、ステンレス鋼の耐アウト
ガス性も同様に向上させることができる。
ことにより、添加されるＳがＭｎＳ等より化学的に安定
な（Ｔｉ、Ｚｒ）系化合物の構成元素のひとつとして含
有されるため、ステンレス鋼から大気中に放出されるＳ
の量を削減することになる。したがって、上記（Ｔｉ、
Ｚｒ）系化合物の形成により、ステンレス鋼の耐アウト
ガス性も同様に向上させることができる。
【００１８】この場合、上記耐アウトガス性試験を行っ
たときに、試験片から硫黄含有ガスとなって放出された
硫黄成分を、銀箔をゲッターとして吸収させ、その銀箔
中の硫黄含有量ＷSOを測定して材料の耐アウトガス性を
定量化する。そして、その測定されるＷSOを０．０３５
質量％以下と規定する。このように耐アウトガス性が規
定された本発明のステンレス鋼は、大気中に暴露したと
き、放出されるＳ成分の量が微量であるため周囲に硫黄
コンタミを生じにくく、耐アウトガス性が要求される産
業機器の一部として用いられるステンレス鋼として好適
に使用することができる。
たときに、試験片から硫黄含有ガスとなって放出された
硫黄成分を、銀箔をゲッターとして吸収させ、その銀箔
中の硫黄含有量ＷSOを測定して材料の耐アウトガス性を
定量化する。そして、その測定されるＷSOを０．０３５
質量％以下と規定する。このように耐アウトガス性が規
定された本発明のステンレス鋼は、大気中に暴露したと
き、放出されるＳ成分の量が微量であるため周囲に硫黄
コンタミを生じにくく、耐アウトガス性が要求される産
業機器の一部として用いられるステンレス鋼として好適
に使用することができる。
【００１９】なお、材料の耐アウトガス性を決定する因
子は主に材料組成であるが、耐アウトガス性を向上させ
るには、硫黄をＴｉやＺｒの炭硫化物として固定するこ
とが望ましい。そのためには、Ｓの含有量をＷS（質量
％）、Ｃの含有量をＷC（質量％）としたとき、ＷS／
（ＷTi＋０．５２ＷZr）の値が０．４５以下、もしくは
ＷS／ＷCの値が０．４以下かつ、ＷS／（ＷTi＋０．５
２ＷZr）の値が０．４５以下となるのが望ましい。この
ような成分範囲を新たに採用することにより、化学的に
不安定な状態にあるＳの量を制限することが可能とな
り、よってステンレス鋼の耐アウトガス性を向上させる
ことができる。
子は主に材料組成であるが、耐アウトガス性を向上させ
るには、硫黄をＴｉやＺｒの炭硫化物として固定するこ
とが望ましい。そのためには、Ｓの含有量をＷS（質量
％）、Ｃの含有量をＷC（質量％）としたとき、ＷS／
（ＷTi＋０．５２ＷZr）の値が０．４５以下、もしくは
ＷS／ＷCの値が０．４以下かつ、ＷS／（ＷTi＋０．５
２ＷZr）の値が０．４５以下となるのが望ましい。この
ような成分範囲を新たに採用することにより、化学的に
不安定な状態にあるＳの量を制限することが可能とな
り、よってステンレス鋼の耐アウトガス性を向上させる
ことができる。
【００２０】以下、本発明の合金材料における各成分の
含有範囲の限定理由を述べる。 （１）Ｎｉ：２質量％以下 Ｎｉは、耐食性、とくに還元性酸環境中での耐食性を向
上させるのに有効であることから必要に応じて添加して
もよい。しかしながら、過剰な添加は、マルテンサイト
変態開始温度（Ｍｓ点）を低下させるとともに、母相で
あるオーステナイト相の安定性が過度に高められ、硬さ
を確保するために必要なマルテンサイト量を得にくくな
る場合がある。また、Ｎｉによる固溶硬化が過度に生じ
て焼鈍硬さが高くなり、被削性などの特性が下がる場合
もある。以上のことから、Ｎｉの含有量は２質量％を上
限とする。
含有範囲の限定理由を述べる。 （１）Ｎｉ：２質量％以下 Ｎｉは、耐食性、とくに還元性酸環境中での耐食性を向
上させるのに有効であることから必要に応じて添加して
もよい。しかしながら、過剰な添加は、マルテンサイト
変態開始温度（Ｍｓ点）を低下させるとともに、母相で
あるオーステナイト相の安定性が過度に高められ、硬さ
を確保するために必要なマルテンサイト量を得にくくな
る場合がある。また、Ｎｉによる固溶硬化が過度に生じ
て焼鈍硬さが高くなり、被削性などの特性が下がる場合
もある。以上のことから、Ｎｉの含有量は２質量％を上
限とする。
【００２１】（２）Ｃｒ：９〜１７質量％
Ｃｒは、耐食性を確保する上で必須の元素であり９質量
％以上添加する。しかしながら、含有量が１７質量％を
超えると、相安定性が損なわれて高温脆性を生じやす
く、熱間加工性が劣化することにつながる。また、含有
量が多くなると靭性の低下を招くことも考えられる。特
に、４００〜５４０℃での中温域で長時間加熱すると、
常温靭性が損なわれやすくなる。Ｃｒの含有量は、望ま
しくは１１〜１５質量％の範囲で設定するのが良く、よ
り望ましくは１２〜１４質量％の範囲で設定するのが良
い。
％以上添加する。しかしながら、含有量が１７質量％を
超えると、相安定性が損なわれて高温脆性を生じやす
く、熱間加工性が劣化することにつながる。また、含有
量が多くなると靭性の低下を招くことも考えられる。特
に、４００〜５４０℃での中温域で長時間加熱すると、
常温靭性が損なわれやすくなる。Ｃｒの含有量は、望ま
しくは１１〜１５質量％の範囲で設定するのが良く、よ
り望ましくは１２〜１４質量％の範囲で設定するのが良
い。
【００２２】（３）Ｔｉの含有量をＷTi(質量％)、Ｚｒ
の含有量をＷZr(質量％)として、ＷTi＋０．５２ＷZrが
０．０３〜３．５質量％：ＴｉとＺｒとは、本発明の快
削合金材料において被削性向上効果の中心的な役割を果
たす（Ｔｉ、Ｚｒ）系化合物を形成するのに必須の構成
元素である。上記ＷTi＋０．５２ＷZrが０．０３質量％
未満では（Ｔｉ、Ｚｒ）系化合物の形成量が不充分とな
り、十分な被削性向上効果が見込めなくなる。他方、Ｗ
Ti＋０．５２ＷZrが過剰となる場合も、逆に被削性が低
下することになる。そのため、ＷTi＋０．５２ＷZrは
３．５質量％以下に抑える必要がある。Ｔｉ及びＺｒを
合金中に含有させたときの上記効果は、おおむねＴｉ及
びＺｒの種別に関係なく、含有させた合計の原子数（あ
るいはｍｏｌ数）に応じて定まる。ＺｒとＴｉの原子量
の比は略１：０．５２であるから、原子量の小さいチタ
ンのほうが少ない質量にてより大きな効果を発揮でき
る。ＷTi＋０．５２ＷZrはＺｒとＴｉの合計原子数を反
映した組成パラメータであるといえる。
の含有量をＷZr(質量％)として、ＷTi＋０．５２ＷZrが
０．０３〜３．５質量％：ＴｉとＺｒとは、本発明の快
削合金材料において被削性向上効果の中心的な役割を果
たす（Ｔｉ、Ｚｒ）系化合物を形成するのに必須の構成
元素である。上記ＷTi＋０．５２ＷZrが０．０３質量％
未満では（Ｔｉ、Ｚｒ）系化合物の形成量が不充分とな
り、十分な被削性向上効果が見込めなくなる。他方、Ｗ
Ti＋０．５２ＷZrが過剰となる場合も、逆に被削性が低
下することになる。そのため、ＷTi＋０．５２ＷZrは
３．５質量％以下に抑える必要がある。Ｔｉ及びＺｒを
合金中に含有させたときの上記効果は、おおむねＴｉ及
びＺｒの種別に関係なく、含有させた合計の原子数（あ
るいはｍｏｌ数）に応じて定まる。ＺｒとＴｉの原子量
の比は略１：０．５２であるから、原子量の小さいチタ
ンのほうが少ない質量にてより大きな効果を発揮でき
る。ＷTi＋０．５２ＷZrはＺｒとＴｉの合計原子数を反
映した組成パラメータであるといえる。
【００２３】（４）０．０１〜１質量％のＳ、０．０１
〜０．８質量％のＳｅとのうち少なくともいずれか：
Ｓ、及びＳｅは被削性を向上させるのに有効な元素であ
る。Ｓ、及びＳｅを含有させることで、被削性向上に効
果のある化合物（例えば、組成式（Ｔｉ、Ｚｒ）
４（Ｓ、Ｓｅ）２Ｃ２で表される（Ｔｉ、Ｚｒ）系化合
物等）が合金組織中に形成される。したがって、Ｓ、及
びＳｅの含有量は、その効果が明瞭となる０．０１質量
％を下限値とする。また、過剰に添加されすぎると、一
般的に、熱間加工性を劣化させるという問題が発生する
場合もあるため、その上限値を規定する必要がある。そ
こで、Ｓは１質量％、Ｓｅは０．８質量％を上限値とし
て設定するのが良い。また、Ｓ、及びＳｅはいずれも被
削性を向上させる例えば上述の（Ｔｉ、Ｚｒ）系化合物
を構成するのに必要十分な量を添加するのが望ましい。
また、Ｓの過剰な添加は耐アウトガス性の劣化にもつな
がる。この観点からはＳの含有量の上限値は０．５質量
％とするのが良い。
〜０．８質量％のＳｅとのうち少なくともいずれか：
Ｓ、及びＳｅは被削性を向上させるのに有効な元素であ
る。Ｓ、及びＳｅを含有させることで、被削性向上に効
果のある化合物（例えば、組成式（Ｔｉ、Ｚｒ）
４（Ｓ、Ｓｅ）２Ｃ２で表される（Ｔｉ、Ｚｒ）系化合
物等）が合金組織中に形成される。したがって、Ｓ、及
びＳｅの含有量は、その効果が明瞭となる０．０１質量
％を下限値とする。また、過剰に添加されすぎると、一
般的に、熱間加工性を劣化させるという問題が発生する
場合もあるため、その上限値を規定する必要がある。そ
こで、Ｓは１質量％、Ｓｅは０．８質量％を上限値とし
て設定するのが良い。また、Ｓ、及びＳｅはいずれも被
削性を向上させる例えば上述の（Ｔｉ、Ｚｒ）系化合物
を構成するのに必要十分な量を添加するのが望ましい。
また、Ｓの過剰な添加は耐アウトガス性の劣化にもつな
がる。この観点からはＳの含有量の上限値は０．５質量
％とするのが良い。
【００２４】
（５）０．３７５×（ＷS＋０．４ＷSe）＜ＷC≦１．５・・・式Ａ、かつ、
０．１２５×（ＷTi＋０．５２ＷZr）＜ＷC≦１．５・・・式Ｂ
を満足するＣ：Ｃは、被削性を向上させる化合物として
構成される重要な元素であるとともに、硬さを確保する
ために必須な元素でもある。式Ａ、及びＢの２つの式を
満足することにより硬さを得るために適正な組織を確保
することができる。ここで式ＡのＷS＋０．４ＷSeは式
ＢのＷTi＋０．５２ＷZrと同様に、ＳとＳｅの合計原子
数を反映した組成パラメータである。つまり、ＳとＳｅ
の原子量の比が略０．４：１であることから、原子量の
小さい硫黄のほうが少ない質量にてより大きな効果を発
揮できる。ここで、式Ａ、及び式Ｂの意味を考えると、
式Ａにおいて、０．３７５×（ＷS＋０．４ＷSe）＝ＷC
のとき、つまり含有されたＳ、Ｓｅ及びＣがすべて（Ｔ
ｉ、Ｚｒ）系化合物を構成した場合は、Ｆｅ系マトリッ
クス相中にはＳ、Ｓｅ、及びＣが固溶状態にて含有され
ないことを意味する。また式Ｂにおいて、０．１２５×
（ＷTi＋０．５２ＷZr）＝ＷCを満たすとき、Ｆｅ系マ
トリックス相中にはＴｉ及びＺｒが固溶状態にて含有さ
れないことを意味する。したがって、式Ａ及び式Ｂの左
辺側の不等号が同時に成立するときは、（Ｔｉ、Ｚｒ）
系化合物を構成せずＦｅ系マトリックス相中に固溶した
Ｃが存在することを意味する。したがって、被削性を向
上させるとともに、ステンレス鋼としての硬さも確保す
ることができる。また、Ｃの含有量が１．５質量％を超
えると、熱間加工性が劣化するとともに、マルテンサイ
ト変態開始温度（Ｍｓ点）を下げすぎてしまい、焼き入
れ性を劣化させる。したがって、Ｃの含有量は式Ａ、及
びＢを満足する範囲で設定するのが良い。
構成される重要な元素であるとともに、硬さを確保する
ために必須な元素でもある。式Ａ、及びＢの２つの式を
満足することにより硬さを得るために適正な組織を確保
することができる。ここで式ＡのＷS＋０．４ＷSeは式
ＢのＷTi＋０．５２ＷZrと同様に、ＳとＳｅの合計原子
数を反映した組成パラメータである。つまり、ＳとＳｅ
の原子量の比が略０．４：１であることから、原子量の
小さい硫黄のほうが少ない質量にてより大きな効果を発
揮できる。ここで、式Ａ、及び式Ｂの意味を考えると、
式Ａにおいて、０．３７５×（ＷS＋０．４ＷSe）＝ＷC
のとき、つまり含有されたＳ、Ｓｅ及びＣがすべて（Ｔ
ｉ、Ｚｒ）系化合物を構成した場合は、Ｆｅ系マトリッ
クス相中にはＳ、Ｓｅ、及びＣが固溶状態にて含有され
ないことを意味する。また式Ｂにおいて、０．１２５×
（ＷTi＋０．５２ＷZr）＝ＷCを満たすとき、Ｆｅ系マ
トリックス相中にはＴｉ及びＺｒが固溶状態にて含有さ
れないことを意味する。したがって、式Ａ及び式Ｂの左
辺側の不等号が同時に成立するときは、（Ｔｉ、Ｚｒ）
系化合物を構成せずＦｅ系マトリックス相中に固溶した
Ｃが存在することを意味する。したがって、被削性を向
上させるとともに、ステンレス鋼としての硬さも確保す
ることができる。また、Ｃの含有量が１．５質量％を超
えると、熱間加工性が劣化するとともに、マルテンサイ
ト変態開始温度（Ｍｓ点）を下げすぎてしまい、焼き入
れ性を劣化させる。したがって、Ｃの含有量は式Ａ、及
びＢを満足する範囲で設定するのが良い。
【００２５】（６）Ｓｉ：２質量％以下
Ｓｉは、鋼の脱酸剤として添加する。しかし、含有量が
過剰となると焼純硬さが高くなり、被削性や冷間加工性
に不利になるばかりでなく、鋼の熱間加工性を劣化さ
せ、またＭｓ点を過剰に下げることから、上限を２質量
％とする。なお、冷間加工性を特に重視する場合には
０．５質量％以下とするのが好ましい。
過剰となると焼純硬さが高くなり、被削性や冷間加工性
に不利になるばかりでなく、鋼の熱間加工性を劣化さ
せ、またＭｓ点を過剰に下げることから、上限を２質量
％とする。なお、冷間加工性を特に重視する場合には
０．５質量％以下とするのが好ましい。
【００２６】（７）Ｍｎ：２質量％以下
Ｍｎは、鋼の脱酸剤として作用する。また、ＳやＳｅと
の共存により被削性に有効な化合物を生成するため、被
削性が重視される場合、添加する必要がある。一方で、
特にＭｎＳは耐食性を大きく劣化させ、冷間加工性を阻
害するほか、Ｍｓ点を過剰に低下させるため、２質量％
を上限とする。特に耐食性、冷間加工性を重視する場合
は、０．４質量％以下に限定することが望ましい。
の共存により被削性に有効な化合物を生成するため、被
削性が重視される場合、添加する必要がある。一方で、
特にＭｎＳは耐食性を大きく劣化させ、冷間加工性を阻
害するほか、Ｍｓ点を過剰に低下させるため、２質量％
を上限とする。特に耐食性、冷間加工性を重視する場合
は、０．４質量％以下に限定することが望ましい。
【００２７】（８）Ｐ：０．０５質量％以下
Ｐは、粒界に偏析し、粒界腐食感受性を高めるほか、靭
性の低下を招くこともあり、その含有量をなるべく低く
抑えるのが良く、０．０５質量％以下に設定するのが良
い。また、より望ましくは０．０３質量％以下に抑える
のが良いが、必要以上に含有量を低減させることは、製
造コストの上昇を招くこともある。
性の低下を招くこともあり、その含有量をなるべく低く
抑えるのが良く、０．０５質量％以下に設定するのが良
い。また、より望ましくは０．０３質量％以下に抑える
のが良いが、必要以上に含有量を低減させることは、製
造コストの上昇を招くこともある。
【００２８】（９）Ｃｕ：２質量％以下
Ｃｕは耐食性、特に還元性酸環境中においての耐食性を
向上させるのに有効な元素であることから必要に応じて
添加しても良い。より顕著な効果を得るためには０．３
質量％以上は含有させるのが良い。しかしながら、過剰
に添加させると、熱間加工性が低下するとともに、Ｍｓ
点が低下し、焼き入れ性が劣化するため、２質量％以下
の範囲で設定するのが良い。熱間加工性を特に重視する
場合は０．５質量％以下に抑えるのがより望ましい。
向上させるのに有効な元素であることから必要に応じて
添加しても良い。より顕著な効果を得るためには０．３
質量％以上は含有させるのが良い。しかしながら、過剰
に添加させると、熱間加工性が低下するとともに、Ｍｓ
点が低下し、焼き入れ性が劣化するため、２質量％以下
の範囲で設定するのが良い。熱間加工性を特に重視する
場合は０．５質量％以下に抑えるのがより望ましい。
【００２９】（１０）Ｃｏ：２質量％以下
Ｃｏは耐食性、特に還元性酸環境中においての耐食性を
向上させるのに有効な元素であるほか、Ｍｓ点を上昇さ
せ焼入れ性を向上させることから必要に応じて添加して
も良い。より顕著な効果を得るためには０．３質量％以
上は含有させるのが良い。しかしながら、過剰に添加さ
せると、原料コストの上昇を招くことから、２質量％以
下の範囲で設定するのが良い。原料コストを特に重視す
る場合は０．５質量％以下に抑えるのがより望ましい。
向上させるのに有効な元素であるほか、Ｍｓ点を上昇さ
せ焼入れ性を向上させることから必要に応じて添加して
も良い。より顕著な効果を得るためには０．３質量％以
上は含有させるのが良い。しかしながら、過剰に添加さ
せると、原料コストの上昇を招くことから、２質量％以
下の範囲で設定するのが良い。原料コストを特に重視す
る場合は０．５質量％以下に抑えるのがより望ましい。
【００３０】（１１）Ｏ：０．０３質量％以下
被削性を向上させるのに有効な化合物の構成元素である
ＴｉやＺｒと結合し、被削性の向上には効果的でない酸
化物を形成することから極力低く抑制すべきであり０．
０３質量％を上限とする。製造コストとの兼ね合いであ
るが、望ましくは０．０１質量％以下とするのが良い。
ＴｉやＺｒと結合し、被削性の向上には効果的でない酸
化物を形成することから極力低く抑制すべきであり０．
０３質量％を上限とする。製造コストとの兼ね合いであ
るが、望ましくは０．０１質量％以下とするのが良い。
【００３１】（１２）Ｎ：０．０５質量％以下
被削性を向上させるのに有効な化合物の構成元素である
ＴｉやＺｒと結合し、被削性の向上には効果的でない窒
化物を形成することから極力低く抑制すべきであり０．
０５質量％を上限とする。製造コストとの兼ね合いであ
るが、望ましくは０．０３質量％以下、更に望ましくは
０．０１質量％以下とするのが良い。
ＴｉやＺｒと結合し、被削性の向上には効果的でない窒
化物を形成することから極力低く抑制すべきであり０．
０５質量％を上限とする。製造コストとの兼ね合いであ
るが、望ましくは０．０３質量％以下、更に望ましくは
０．０１質量％以下とするのが良い。
【００３２】（１３）Ｍｏ、Ｗのいずれか１種または２
種以上をＭｏ：０．１〜４質量％、Ｗ：０．１〜３質量
％ Ｍｏ、Ｗは、耐食性や強度をより向上することができる
ため、必要に応じて添加しても良い。それらの効果が明
瞭となるＭｏ：０．１％、Ｗ：０．１％をそれぞれ下限
とする。一方、過剰な添加は、熱間加工性を害するほ
か、Ｍｓ点を過剰に低下させ、またコストの上昇を招く
ため、上限をＭｏ：４質量％、Ｗ：３質量％とする。
種以上をＭｏ：０．１〜４質量％、Ｗ：０．１〜３質量
％ Ｍｏ、Ｗは、耐食性や強度をより向上することができる
ため、必要に応じて添加しても良い。それらの効果が明
瞭となるＭｏ：０．１％、Ｗ：０．１％をそれぞれ下限
とする。一方、過剰な添加は、熱間加工性を害するほ
か、Ｍｓ点を過剰に低下させ、またコストの上昇を招く
ため、上限をＭｏ：４質量％、Ｗ：３質量％とする。
【００３３】（１４）Ｔｅ、Ｂｉ、Ｐｂのいずれか１種
または２種以上をＴｅ：０．００５〜０．１質量％、Ｂ
ｉ：０．０１〜０．２質量％、Ｐｂ：０．０１〜０．３
質量％ Ｔｅ、Ｂｉ、Ｐｂは被削性をさらに向上させることが可
能なため、必要に応じて添加しても良い。それらの効果
が明瞭となるＴｅ：０．００５質量％、Ｂｉ：０．０１
質量％、Ｐｂ：０．０１質量％を下限とする。一方で過
剰な添加は、熱間加工性を低下させるため、Ｔｅ：０．
１質量％、Ｂｉ：０．２質量％、Ｐｂ：０．３質量％を
上限とする。
または２種以上をＴｅ：０．００５〜０．１質量％、Ｂ
ｉ：０．０１〜０．２質量％、Ｐｂ：０．０１〜０．３
質量％ Ｔｅ、Ｂｉ、Ｐｂは被削性をさらに向上させることが可
能なため、必要に応じて添加しても良い。それらの効果
が明瞭となるＴｅ：０．００５質量％、Ｂｉ：０．０１
質量％、Ｐｂ：０．０１質量％を下限とする。一方で過
剰な添加は、熱間加工性を低下させるため、Ｔｅ：０．
１質量％、Ｂｉ：０．２質量％、Ｐｂ：０．３質量％を
上限とする。
【００３４】また、マルテンサイト系ステンレス鋼とし
て本発明の快削合金材料を構成する場合、Ｃａ、Ｍｇ、
Ｂ、ＲＥＭ（ただしＲＥＭは元素周期律表にて３Ａ族と
して分類される金属元素の１種又は２種以上）から選ば
れる１種以上を合計にて０．０００５〜０．０１質量％
含有させることができる。これらの元素は、鋼の熱間加
工性を向上させるのに有効な元素である。これらを添加
することによって得られる熱間加工性向上の効果は、合
計含有量が０．０００５質量％以上であるとき、より顕
著に発揮される。一方、過剰に添加させると、効果が飽
和し、逆に熱間加工性が低下することから合計含有量の
上限を０．０１質量％と設定する。なお、ＲＥＭとして
は、放射活性の低い元素を主体的に用いることが取り扱
い上容易であり、この観点において、Ｓｃ、Ｙ、Ｌａ、
Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈ
ｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ及びＬｕから選ばれる１種又は２
種以上を使用することが有効である。特に上記効果のよ
り顕著な発現と価格上の観点から、軽希土類、特にＬａ
あるいはＣｅを使用することが望ましい。ただし、希土
類分離過程等にて不可避的に残留する微量の放射性希土
類元素（例えばＴｈやＵなど）が含有されていても差し
支えない。また、原料コスト低減等の観点から、ミッシ
ュメタルやジジムなど、非分離希土類を使用することも
できる。
て本発明の快削合金材料を構成する場合、Ｃａ、Ｍｇ、
Ｂ、ＲＥＭ（ただしＲＥＭは元素周期律表にて３Ａ族と
して分類される金属元素の１種又は２種以上）から選ば
れる１種以上を合計にて０．０００５〜０．０１質量％
含有させることができる。これらの元素は、鋼の熱間加
工性を向上させるのに有効な元素である。これらを添加
することによって得られる熱間加工性向上の効果は、合
計含有量が０．０００５質量％以上であるとき、より顕
著に発揮される。一方、過剰に添加させると、効果が飽
和し、逆に熱間加工性が低下することから合計含有量の
上限を０．０１質量％と設定する。なお、ＲＥＭとして
は、放射活性の低い元素を主体的に用いることが取り扱
い上容易であり、この観点において、Ｓｃ、Ｙ、Ｌａ、
Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈ
ｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ及びＬｕから選ばれる１種又は２
種以上を使用することが有効である。特に上記効果のよ
り顕著な発現と価格上の観点から、軽希土類、特にＬａ
あるいはＣｅを使用することが望ましい。ただし、希土
類分離過程等にて不可避的に残留する微量の放射性希土
類元素（例えばＴｈやＵなど）が含有されていても差し
支えない。また、原料コスト低減等の観点から、ミッシ
ュメタルやジジムなど、非分離希土類を使用することも
できる。
【００３５】さらに、マルテンサイト系ステンレス鋼と
して構成される第一選択発明の快削合金材料は、Ｎｂ、
Ｖ、Ｔａ、及びＨｆから選ばれる１種又は２種以上を
０．０１〜０．５質量％含有するとすることができる。
Ｎｂ、Ｖ、Ｔａ、及びＨｆは炭窒化物を形成して鋼の結
晶粒を微細化し、強靭性を高める効果があるため、それ
ぞれ０．５質量％までの範囲で添加することができる。
なお強靭性を高める効果を明瞭にするためには、０．０
１質量％以上含有させるのが望ましい。
して構成される第一選択発明の快削合金材料は、Ｎｂ、
Ｖ、Ｔａ、及びＨｆから選ばれる１種又は２種以上を
０．０１〜０．５質量％含有するとすることができる。
Ｎｂ、Ｖ、Ｔａ、及びＨｆは炭窒化物を形成して鋼の結
晶粒を微細化し、強靭性を高める効果があるため、それ
ぞれ０．５質量％までの範囲で添加することができる。
なお強靭性を高める効果を明瞭にするためには、０．０
１質量％以上含有させるのが望ましい。
【００３６】なお、マルテンサイト系ステンレス鋼の組
成例としては、ＪＩＳ：Ｇ４３０４規格に示されている
ＳＵＳ４０３、ＳＵＳ４１０、ＳＵＳ４１０Ｓ、ＳＵＳ
４２０Ｊ１、ＳＵＳ４２０Ｊ２、ＳＵＳ４２９Ｊ１、Ｓ
ＵＳ４４０Ｃ等の対応鋼種を例示することができる。ま
た、本発明においてはマルテンサイト系耐熱鋼を、マル
テンサイト系ステンレス鋼の概念に含まれるものとして
取り扱う。その組成例としては、ＪＩＳ：Ｇ４３１１及
びＧ４３１２に組成が規定されたＳＵＨ１、ＳＵＨ３、
ＳＵＨ４、ＳＵＨ１１、ＳＵＨ６００、ＳＵＨ６１６等
の対応鋼種を例示することができる。ただし、本発明の
特徴部であるＴｉ、Ｚｒ、Ｓ及びＳｅについては当然、
規格中に組成表示は存在しない。この場合、Ｆｅの一部
を上記元素により、前記した組成範囲内にて置換含有さ
せた鋼材を意味するものとする。従って、規格の番号を
援用してはいるが、いずれも、規格に規定された組成の
合金をベースとした本発明特有の合金を意味するもので
ある。
成例としては、ＪＩＳ：Ｇ４３０４規格に示されている
ＳＵＳ４０３、ＳＵＳ４１０、ＳＵＳ４１０Ｓ、ＳＵＳ
４２０Ｊ１、ＳＵＳ４２０Ｊ２、ＳＵＳ４２９Ｊ１、Ｓ
ＵＳ４４０Ｃ等の対応鋼種を例示することができる。ま
た、本発明においてはマルテンサイト系耐熱鋼を、マル
テンサイト系ステンレス鋼の概念に含まれるものとして
取り扱う。その組成例としては、ＪＩＳ：Ｇ４３１１及
びＧ４３１２に組成が規定されたＳＵＨ１、ＳＵＨ３、
ＳＵＨ４、ＳＵＨ１１、ＳＵＨ６００、ＳＵＨ６１６等
の対応鋼種を例示することができる。ただし、本発明の
特徴部であるＴｉ、Ｚｒ、Ｓ及びＳｅについては当然、
規格中に組成表示は存在しない。この場合、Ｆｅの一部
を上記元素により、前記した組成範囲内にて置換含有さ
せた鋼材を意味するものとする。従って、規格の番号を
援用してはいるが、いずれも、規格に規定された組成の
合金をベースとした本発明特有の合金を意味するもので
ある。
【００３７】以上のように、本発明は、マルテンサイト
系ステンレス鋼として構成される合金において、その被
削性を向上させるのに有効に活用できる。他方、マルテ
ンサイト系ステンレス鋼のみではなく、本発明は、以下
のフェライト系電磁ステンレス鋼として構成される合金
に対しても有効である（以下、第二選択発明という）。
これらの合金は、難削性のものが多く、被削性を向上さ
せるために、Ｓ、及びＰｂ等の被削性向上元素を含有さ
せると、軟磁気特性、耐食性、及び冷鍛性が劣化するこ
とがあった。そこで、これらの特性も良好で、被削性も
優れた電磁ステンレス鋼が切望されてきた。本発明者ら
は、成分組成について検討したところ、フェライト系ス
テンレス鋼などにおいて、Ｔｉ及びＺｒの１種又は２
種、Ｃ並びにＳ、Ｓｅ及びＴｅの１種又は２種以上を複
合添加し、それぞれの含有量を特定の範囲、即ち、Ｔｉ
及びＺｒの１種の含有量をＴｉ％＋０．５２×Ｚｒ％
（Ｘとする）として０．０５〜０．５質量％、Ｃ含有量
を０．１９Ｘ〜０．２６Ｘ質量％又は０．０２Ｘ〜０．
２６Ｘ質量％並びにＳ、Ｓｅ及びＴｅの１種または２種
以上の含有量をＳ％＋０．４１×Ｓｅ％＋０．２５×Ｔ
ｅ％（Ｙとする）として（Ｚ−０．０７）Ｘ〜（Ｚ＋
０．０７）Ｘ質量％、（Ｚ＋０．０７）Ｘ超〜（Ｚ＋
０．４５）Ｘ質量％を組み合わせて特定の範囲にするこ
とによって、軟磁気特性、被削性、冷鍛性及び耐食性を
制御することができること、（Ｔｉ、Ｚｒ）４Ｃ
２（Ｓ、Ｓｅ、Ｔｅ）２及び／又は（Ｔｉ、Ｚｒ）
（Ｓ、Ｓｅ、Ｔｅ）を形成すると被削性が向上するこ
と、特に、（Ｔｉ、Ｚｒ）４Ｃ２（Ｓ、Ｓｅ、Ｔｅ）２
は軟磁気特性及び耐食性を劣化させる作用が小さく、ま
た微細に分散するために冷鍛性を劣化させる作用も小さ
いことなどの知見を得て上記第二選択発明の完成に至っ
たものである。なお、本明細書の第二選択発明について
の記載において、Ｔｉ％、Ｚｒ％、Ｓ％、Ｓｅ％、Ｔｅ
％、Ｃ％等、元素記号の後に％を付与した記号は、その
元素記号で表わされる成分の含有量（質量％）を意味す
る。なお、以下の記載においてはＣ／ＸとＣ％／Ｘは同
義であるとする。
系ステンレス鋼として構成される合金において、その被
削性を向上させるのに有効に活用できる。他方、マルテ
ンサイト系ステンレス鋼のみではなく、本発明は、以下
のフェライト系電磁ステンレス鋼として構成される合金
に対しても有効である（以下、第二選択発明という）。
これらの合金は、難削性のものが多く、被削性を向上さ
せるために、Ｓ、及びＰｂ等の被削性向上元素を含有さ
せると、軟磁気特性、耐食性、及び冷鍛性が劣化するこ
とがあった。そこで、これらの特性も良好で、被削性も
優れた電磁ステンレス鋼が切望されてきた。本発明者ら
は、成分組成について検討したところ、フェライト系ス
テンレス鋼などにおいて、Ｔｉ及びＺｒの１種又は２
種、Ｃ並びにＳ、Ｓｅ及びＴｅの１種又は２種以上を複
合添加し、それぞれの含有量を特定の範囲、即ち、Ｔｉ
及びＺｒの１種の含有量をＴｉ％＋０．５２×Ｚｒ％
（Ｘとする）として０．０５〜０．５質量％、Ｃ含有量
を０．１９Ｘ〜０．２６Ｘ質量％又は０．０２Ｘ〜０．
２６Ｘ質量％並びにＳ、Ｓｅ及びＴｅの１種または２種
以上の含有量をＳ％＋０．４１×Ｓｅ％＋０．２５×Ｔ
ｅ％（Ｙとする）として（Ｚ−０．０７）Ｘ〜（Ｚ＋
０．０７）Ｘ質量％、（Ｚ＋０．０７）Ｘ超〜（Ｚ＋
０．４５）Ｘ質量％を組み合わせて特定の範囲にするこ
とによって、軟磁気特性、被削性、冷鍛性及び耐食性を
制御することができること、（Ｔｉ、Ｚｒ）４Ｃ
２（Ｓ、Ｓｅ、Ｔｅ）２及び／又は（Ｔｉ、Ｚｒ）
（Ｓ、Ｓｅ、Ｔｅ）を形成すると被削性が向上するこ
と、特に、（Ｔｉ、Ｚｒ）４Ｃ２（Ｓ、Ｓｅ、Ｔｅ）２
は軟磁気特性及び耐食性を劣化させる作用が小さく、ま
た微細に分散するために冷鍛性を劣化させる作用も小さ
いことなどの知見を得て上記第二選択発明の完成に至っ
たものである。なお、本明細書の第二選択発明について
の記載において、Ｔｉ％、Ｚｒ％、Ｓ％、Ｓｅ％、Ｔｅ
％、Ｃ％等、元素記号の後に％を付与した記号は、その
元素記号で表わされる成分の含有量（質量％）を意味す
る。なお、以下の記載においてはＣ／ＸとＣ％／Ｘは同
義であるとする。
【００３８】すなわち、上記電磁ステンレス鋼として構
成された本発明の快削合金材料は、ＴｉとＺｒとの少な
くともいずれかを金属元素成分として含有し、その金属
元素成分との結合成分として、必須成分としてのＣを含
有し、さらにＳ、Ｓｅ及びＴｅから選ばれる１種又は２
種以上とを含有する（Ｔｉ、Ｚｒ）系化合物が基質金属
相中に形成され、前記（Ｔｉ、Ｚｒ）系化合物は組成式
（Ｔｉ、Ｚｒ） ４ （Ｓ、Ｓｅ、Ｔｅ） ２ Ｃ ２ にて表され
る化合物を少なくとも含有し、前記基質金属相はＦｅを
主成分とするＦｅ系マトリックス相として形成されてい
る快削合金材料であって、Ｓｉ：０．０１〜３質量％未
満、Ｍｎ：２質量％以下、Ｃｒ：５〜２５質量％、Ａ
ｌ：０．０１超〜５質量％、Ｔｉ及びＺｒの１種又は２
種：下記式１のＸで表して０．０５〜０．５質量％、
Ｃ：Ｘを下記式１で表すとき、０．１９Ｘ〜０．２６Ｘ
質量％（Ｃ／Ｘ＝０．１９〜０．２６）並びにＳ、Ｓｅ
及びＴｅの１種又は２種以上：Ｘを下記式１で、またＺ
を下記式３で表すとき、下記式２のＹで表して（Ｚ−
０．０７）Ｘ〜（Ｚ＋０．０７）Ｘ質量％を含有し、さ
らに必要に応じてＮｉ：２質量％以下、Ｃｕ：２質量％
以下、Ｍｏ：２質量％以下、Ｎｂ：１質量％以下及び
Ｖ：１質量％以下の１種又は２種以上を含有し、また必
要に応じて、Ｐｂ：０．１５質量％以下、Ｂ：０．０１
質量％以下及びＲＥＭ：０．１質量％以下の１種又は２
種以上を含有し、残部はＦｅ及び不可避的不純物からな
るものとすることである。 式； Ｔｉ％＋０．５２Ｚｒ％＝Ｘ・・・式１ Ｓ％＋０．４１Ｓｅ％＋０．２５Ｔｅ％＝Ｙ・・・式２ ３２×（Ｃ％／Ｘ−０．１２５）２＝Ｚ・・・式３
成された本発明の快削合金材料は、ＴｉとＺｒとの少な
くともいずれかを金属元素成分として含有し、その金属
元素成分との結合成分として、必須成分としてのＣを含
有し、さらにＳ、Ｓｅ及びＴｅから選ばれる１種又は２
種以上とを含有する（Ｔｉ、Ｚｒ）系化合物が基質金属
相中に形成され、前記（Ｔｉ、Ｚｒ）系化合物は組成式
（Ｔｉ、Ｚｒ） ４ （Ｓ、Ｓｅ、Ｔｅ） ２ Ｃ ２ にて表され
る化合物を少なくとも含有し、前記基質金属相はＦｅを
主成分とするＦｅ系マトリックス相として形成されてい
る快削合金材料であって、Ｓｉ：０．０１〜３質量％未
満、Ｍｎ：２質量％以下、Ｃｒ：５〜２５質量％、Ａ
ｌ：０．０１超〜５質量％、Ｔｉ及びＺｒの１種又は２
種：下記式１のＸで表して０．０５〜０．５質量％、
Ｃ：Ｘを下記式１で表すとき、０．１９Ｘ〜０．２６Ｘ
質量％（Ｃ／Ｘ＝０．１９〜０．２６）並びにＳ、Ｓｅ
及びＴｅの１種又は２種以上：Ｘを下記式１で、またＺ
を下記式３で表すとき、下記式２のＹで表して（Ｚ−
０．０７）Ｘ〜（Ｚ＋０．０７）Ｘ質量％を含有し、さ
らに必要に応じてＮｉ：２質量％以下、Ｃｕ：２質量％
以下、Ｍｏ：２質量％以下、Ｎｂ：１質量％以下及び
Ｖ：１質量％以下の１種又は２種以上を含有し、また必
要に応じて、Ｐｂ：０．１５質量％以下、Ｂ：０．０１
質量％以下及びＲＥＭ：０．１質量％以下の１種又は２
種以上を含有し、残部はＦｅ及び不可避的不純物からな
るものとすることである。 式； Ｔｉ％＋０．５２Ｚｒ％＝Ｘ・・・式１ Ｓ％＋０．４１Ｓｅ％＋０．２５Ｔｅ％＝Ｙ・・・式２ ３２×（Ｃ％／Ｘ−０．１２５）２＝Ｚ・・・式３
【００３９】さらに、上記第二選択発明に係る快削合金
材料は、ＴｉとＺｒとの少なくともいずれかを金属元素
成分として含有し、その金属元素成分との結合成分とし
て、必須成分としてのＣを含有し、さらにＳ、Ｓｅ及び
Ｔｅから選ばれる１種又は２種以上とを含有する（Ｔ
ｉ、Ｚｒ）系化合物が基質金属相中に形成され、前記
（Ｔｉ、Ｚｒ）系化合物は組成式（Ｔｉ、Ｚｒ）
４ （Ｓ、Ｓｅ、Ｔｅ） ２ Ｃ ２ にて表される化合物を少な
くとも含有し、前記基質金属相はＦｅを主成分とするＦ
ｅ系マトリックス相として形成されている快削合金材料
であって、Ｓｉ：０．０１〜３質量％未満、Ｍｎ：２質
量％以下、Ｃｒ：５〜２５質量％、Ａｌ：０．０１超〜
５質量％、Ｔｉ及びＺｒの１種又は２種：上記式１のＸ
で表して０．０５〜０．５質量％、Ｃ：Ｘを上記式１で
表すとき、０．０２Ｘ〜０．２６Ｘ質量％（Ｃ／Ｘ＝
０．０２〜０．２６）並びにＳ、Ｓｅ及びＴｅの１種又
は２種以上：Ｘを上記式１で、またＺを上記式３で表す
とき、上記式２のＹで表して（Ｚ＋０．０７）Ｘ超〜
（Ｚ＋０．４５）Ｘ質量％を含有し、さらに必要に応じ
てＮｉ：２質量％以下、Ｃｕ：２質量％以下、Ｍｏ：２
質量％以下、Ｎｂ：１質量％以下及びＶ：１質量％以下
の１種又は２種以上を含有し、また必要に応じて、Ｐ
ｂ：０．１５質量％以下、Ｂ：０．０１質量％以下及び
ＲＥＭ：０．１質量％以下の１種又は２種以上を含有
し、残部はＦｅ及び不可避的不純物からなるものとする
こともできる。
材料は、ＴｉとＺｒとの少なくともいずれかを金属元素
成分として含有し、その金属元素成分との結合成分とし
て、必須成分としてのＣを含有し、さらにＳ、Ｓｅ及び
Ｔｅから選ばれる１種又は２種以上とを含有する（Ｔ
ｉ、Ｚｒ）系化合物が基質金属相中に形成され、前記
（Ｔｉ、Ｚｒ）系化合物は組成式（Ｔｉ、Ｚｒ）
４ （Ｓ、Ｓｅ、Ｔｅ） ２ Ｃ ２ にて表される化合物を少な
くとも含有し、前記基質金属相はＦｅを主成分とするＦ
ｅ系マトリックス相として形成されている快削合金材料
であって、Ｓｉ：０．０１〜３質量％未満、Ｍｎ：２質
量％以下、Ｃｒ：５〜２５質量％、Ａｌ：０．０１超〜
５質量％、Ｔｉ及びＺｒの１種又は２種：上記式１のＸ
で表して０．０５〜０．５質量％、Ｃ：Ｘを上記式１で
表すとき、０．０２Ｘ〜０．２６Ｘ質量％（Ｃ／Ｘ＝
０．０２〜０．２６）並びにＳ、Ｓｅ及びＴｅの１種又
は２種以上：Ｘを上記式１で、またＺを上記式３で表す
とき、上記式２のＹで表して（Ｚ＋０．０７）Ｘ超〜
（Ｚ＋０．４５）Ｘ質量％を含有し、さらに必要に応じ
てＮｉ：２質量％以下、Ｃｕ：２質量％以下、Ｍｏ：２
質量％以下、Ｎｂ：１質量％以下及びＶ：１質量％以下
の１種又は２種以上を含有し、また必要に応じて、Ｐ
ｂ：０．１５質量％以下、Ｂ：０．０１質量％以下及び
ＲＥＭ：０．１質量％以下の１種又は２種以上を含有
し、残部はＦｅ及び不可避的不純物からなるものとする
こともできる。
【００４０】
【００４１】以下、上記第二選択発明に係る快削合金材
料についてさらに詳細に説明する。本構成は、主として
フェライト系のステンレス鋼に含有させるＴｉ及びＺｒ
の１種又は２種の含有量、Ｃ含有量並びにＳ、Ｓｅ及び
Ｔｅの１種又は２種以上の含有量を組み合わせて特定し
たものであるが、そのステンレス鋼は、Ｔｉ及びＺｒの
１種又は２種、Ｃ並びにＳ、Ｓｅ及びＴｅの１種又は２
種以上の他に、Ｓｉ：０．０１〜３質量％未満、Ｍｎ：
２質量％以下、Ｃｒ：５〜２５質量％、Ａｌ：０．０１
超〜５質量％、必要に応じてＮｉ：２質量％以下、Ｃ
ｕ：２質量％以下、Ｍｏ：２質量％以下、Ｎｂ：１質量
％以下及びＶ：１質量％以下の１種又は２種以上を含有
し、さらに必要に応じて、Ｐｂ：０．１５質量％以下、
Ｂ：０．０１質量％以下及びＲＥＭ：０．１質量％以下
の１種又は２種以上を含有し、残部はＦｅ及び不可避的
不純物からなるものである。
料についてさらに詳細に説明する。本構成は、主として
フェライト系のステンレス鋼に含有させるＴｉ及びＺｒ
の１種又は２種の含有量、Ｃ含有量並びにＳ、Ｓｅ及び
Ｔｅの１種又は２種以上の含有量を組み合わせて特定し
たものであるが、そのステンレス鋼は、Ｔｉ及びＺｒの
１種又は２種、Ｃ並びにＳ、Ｓｅ及びＴｅの１種又は２
種以上の他に、Ｓｉ：０．０１〜３質量％未満、Ｍｎ：
２質量％以下、Ｃｒ：５〜２５質量％、Ａｌ：０．０１
超〜５質量％、必要に応じてＮｉ：２質量％以下、Ｃ
ｕ：２質量％以下、Ｍｏ：２質量％以下、Ｎｂ：１質量
％以下及びＶ：１質量％以下の１種又は２種以上を含有
し、さらに必要に応じて、Ｐｂ：０．１５質量％以下、
Ｂ：０．０１質量％以下及びＲＥＭ：０．１質量％以下
の１種又は２種以上を含有し、残部はＦｅ及び不可避的
不純物からなるものである。
【００４２】上記第二選択発明に係る快削合金材料に含
有させるＴｉ及びＺｒの１種又は２種の含有量、Ｃ含有
量並びにＳ、Ｓｅ及びＴｅの１種又は２種以上の含有量
及びその組み合わせは、Ｔｉ及びＺｒの１種又は２種の
含有量をＴｉ％＋０．５２×Ｚｒ％（Ｘとする）として
０．０５〜０．５質量％とし、Ｃ含有量を０．０２Ｘ〜
０．０６Ｘ質量％（Ｃ／Ｘ＝０．０２〜０．０６）、
０．１９Ｘ〜０．２６Ｘ質量％（Ｃ／Ｘ＝０．１９〜
０．２６）又は０．０２Ｘ〜０．２６Ｘ質量％（Ｃ／Ｘ
＝０．０２〜０．２６）とし、またＳ、Ｓｅ及びＴｅの
１種又は２種以上の含有量をＳ％＋０．４１Ｓｅ％＋
０．２５Ｔｅ％（Ｙとする）として（Ｚ−０．０７）Ｘ
〜（Ｚ＋０．０７）Ｘ質量％（（Ｚ−０．０７）≦Ｙ／
Ｘ≦（Ｚ＋０．０７））、（Ｚ＋０．０７）Ｘ超〜（Ｚ
＋０．４５）Ｘ質量％（（Ｚ＋０．０７）≦Ｙ／Ｘ≦
（Ｚ＋０．４５））又は（Ｚ＋０．４５）Ｘ超〜（Ｚ＋
０．７０）Ｘ質量％（（Ｚ＋０．４５）≦Ｙ／Ｘ≦（Ｚ
＋０．７０））を組み合わせるものである。
有させるＴｉ及びＺｒの１種又は２種の含有量、Ｃ含有
量並びにＳ、Ｓｅ及びＴｅの１種又は２種以上の含有量
及びその組み合わせは、Ｔｉ及びＺｒの１種又は２種の
含有量をＴｉ％＋０．５２×Ｚｒ％（Ｘとする）として
０．０５〜０．５質量％とし、Ｃ含有量を０．０２Ｘ〜
０．０６Ｘ質量％（Ｃ／Ｘ＝０．０２〜０．０６）、
０．１９Ｘ〜０．２６Ｘ質量％（Ｃ／Ｘ＝０．１９〜
０．２６）又は０．０２Ｘ〜０．２６Ｘ質量％（Ｃ／Ｘ
＝０．０２〜０．２６）とし、またＳ、Ｓｅ及びＴｅの
１種又は２種以上の含有量をＳ％＋０．４１Ｓｅ％＋
０．２５Ｔｅ％（Ｙとする）として（Ｚ−０．０７）Ｘ
〜（Ｚ＋０．０７）Ｘ質量％（（Ｚ−０．０７）≦Ｙ／
Ｘ≦（Ｚ＋０．０７））、（Ｚ＋０．０７）Ｘ超〜（Ｚ
＋０．４５）Ｘ質量％（（Ｚ＋０．０７）≦Ｙ／Ｘ≦
（Ｚ＋０．４５））又は（Ｚ＋０．４５）Ｘ超〜（Ｚ＋
０．７０）Ｘ質量％（（Ｚ＋０．４５）≦Ｙ／Ｘ≦（Ｚ
＋０．７０））を組み合わせるものである。
【００４３】次に、上記各含有量の組み合わせを横軸に
Ｃ／Ｘ、縦軸にＹ／Ｘとした図１を用いて説明する。な
お、Ｙ／Ｘ＝３２・（Ｃ／Ｘ−０．１２５）２−０．０
７の式とＹ／Ｘ＝３２・（Ｃ／Ｘ−０．１２５）２＋
０．０７の式は、上記（Ｚ−０．０７）≦Ｙ／Ｘ≦（Ｚ
＋０．０７）、即ち、Ｙ／Ｘ＝（Ｚ−０．０７）〜（Ｚ
＋０．０７）にＺ＝３２×（Ｃ／Ｘ−０．１２５）２を
代入して求めたものである。また、図１中の破線のＹ／
Ｘ＝３２・（Ｃ／Ｘ−０．１２５）２は、Ｙ／Ｘ値が０
を通る曲線である。さらに図１中のαは、Ｙ／Ｘ−３２
・（Ｃ／Ｘ−０．１２５）２＝αとしたものである。ま
た図１中の数字付き○は、後述する実施例２における本
発明例の第二選択発明鋼のＮｏ．を示すものであり、数
字付き黒三角は、実施例２の発明鋼のＮｏ．を示すもの
である。
Ｃ／Ｘ、縦軸にＹ／Ｘとした図１を用いて説明する。な
お、Ｙ／Ｘ＝３２・（Ｃ／Ｘ−０．１２５）２−０．０
７の式とＹ／Ｘ＝３２・（Ｃ／Ｘ−０．１２５）２＋
０．０７の式は、上記（Ｚ−０．０７）≦Ｙ／Ｘ≦（Ｚ
＋０．０７）、即ち、Ｙ／Ｘ＝（Ｚ−０．０７）〜（Ｚ
＋０．０７）にＺ＝３２×（Ｃ／Ｘ−０．１２５）２を
代入して求めたものである。また、図１中の破線のＹ／
Ｘ＝３２・（Ｃ／Ｘ−０．１２５）２は、Ｙ／Ｘ値が０
を通る曲線である。さらに図１中のαは、Ｙ／Ｘ−３２
・（Ｃ／Ｘ−０．１２５）２＝αとしたものである。ま
た図１中の数字付き○は、後述する実施例２における本
発明例の第二選択発明鋼のＮｏ．を示すものであり、数
字付き黒三角は、実施例２の発明鋼のＮｏ．を示すもの
である。
【００４４】さらに第２のＴｉ及びＺｒの１種又は２種
の含有量、Ｃ含有量及びＳ、Ｓｅ及びＴｅの１種又は２
種以上の含有量の組み合わせは、図１のＣ／Ｘ＝０．１
９の垂直の線、Ｃ／Ｘ＝０．２６の垂直の線、Ｙ／Ｘ＝
３２・（Ｃ／Ｘ−０．１２５）2−０．０７の曲線及び
Ｙ／Ｘ＝３２・（Ｃ／Ｘ−０．１２５）2＋０．０７の
曲線に囲まれた範囲である。また、第３のＴｉ及びＺｒ
の１種または２種の含有量、Ｃ含有量及びＳ、Ｓｅおよ
びＴｅの１種または２種以上の含有量の組み合わせは、
図１のＣ／Ｘ＝０．０２の垂直の線、Ｃ／Ｘ＝０．２６
の垂直の線、Ｙ／Ｘ＝３２・（Ｃ／Ｘ−０．１２５）2
＋０．０７の曲線及びＹ／Ｘ＝３２・（Ｃ／Ｘ−０．１
２５）2＋０．４５の曲線に囲まれた範囲である。
の含有量、Ｃ含有量及びＳ、Ｓｅ及びＴｅの１種又は２
種以上の含有量の組み合わせは、図１のＣ／Ｘ＝０．１
９の垂直の線、Ｃ／Ｘ＝０．２６の垂直の線、Ｙ／Ｘ＝
３２・（Ｃ／Ｘ−０．１２５）2−０．０７の曲線及び
Ｙ／Ｘ＝３２・（Ｃ／Ｘ−０．１２５）2＋０．０７の
曲線に囲まれた範囲である。また、第３のＴｉ及びＺｒ
の１種または２種の含有量、Ｃ含有量及びＳ、Ｓｅおよ
びＴｅの１種または２種以上の含有量の組み合わせは、
図１のＣ／Ｘ＝０．０２の垂直の線、Ｃ／Ｘ＝０．２６
の垂直の線、Ｙ／Ｘ＝３２・（Ｃ／Ｘ−０．１２５）2
＋０．０７の曲線及びＹ／Ｘ＝３２・（Ｃ／Ｘ−０．１
２５）2＋０．４５の曲線に囲まれた範囲である。
【００４５】
【００４６】次に、上記第二選択発明に係る快削合金材
料の成分及びその含有量を限定した理由を説明する。 （１５）Ｓｉ：０．０１〜３質量％未満 Ｓｉは、鋼中において、脱酸剤として有効なだけでな
く、フェライト系ステンレス鋼などの軟磁気特性のう
ち、最大透磁率の上昇と保持力の低下にも有効に寄与
し、また比抵抗を増加し高周波領域の応答性の改善にも
有効であるので、そのために含有させる元素である。上
記効果を得るためには０．０１％以上含有させる必要が
あるが、一方で硬度を上昇させて冷鍛性を阻害する要因
ともなるので、冷鍛性が重視されるほど少なくし、その
分軟磁気特性や高周波応答性は主に後述のＡｌに担わせ
るが、被削性が重視される場合も考慮して、上限を３質
量％とする。
料の成分及びその含有量を限定した理由を説明する。 （１５）Ｓｉ：０．０１〜３質量％未満 Ｓｉは、鋼中において、脱酸剤として有効なだけでな
く、フェライト系ステンレス鋼などの軟磁気特性のう
ち、最大透磁率の上昇と保持力の低下にも有効に寄与
し、また比抵抗を増加し高周波領域の応答性の改善にも
有効であるので、そのために含有させる元素である。上
記効果を得るためには０．０１％以上含有させる必要が
あるが、一方で硬度を上昇させて冷鍛性を阻害する要因
ともなるので、冷鍛性が重視されるほど少なくし、その
分軟磁気特性や高周波応答性は主に後述のＡｌに担わせ
るが、被削性が重視される場合も考慮して、上限を３質
量％とする。
【００４７】（１６）Ｍｎ：２質量％以下
Ｍｎは、鋼中において、脱酸剤として有効な元素である
が、２質量％を超えて含有させると軟磁気特性を劣化さ
せるので、その含有量を２質量％以下とする。
が、２質量％を超えて含有させると軟磁気特性を劣化さ
せるので、その含有量を２質量％以下とする。
【００４８】（１７）Ｃｒ：５〜２５質量％
Ｃｒは、鋼の耐食性及び比抵抗の改善に有効であるとと
もに、後述のＳ、Ｓｅ及びＴｅとＣｒ（Ｓ、Ｓｅ，Ｔ
ｅ）を形成して被削性の向上にも有効であるので、その
ために含有させる元素である。上記効果を得るためには
５質量％以上含有させる必要があるが、２５質量％を超
えると冷鍛性を阻害するので、その含有量を５〜２５質
量％とする。
もに、後述のＳ、Ｓｅ及びＴｅとＣｒ（Ｓ、Ｓｅ，Ｔ
ｅ）を形成して被削性の向上にも有効であるので、その
ために含有させる元素である。上記効果を得るためには
５質量％以上含有させる必要があるが、２５質量％を超
えると冷鍛性を阻害するので、その含有量を５〜２５質
量％とする。
【００４９】（１８）Ａｌ：０．０１超〜５質量％
Ａｌは、鋼中において、脱酸剤として有効なだけでな
く、Ｓｉと同様に最大透磁率の上昇と保持力の低下にも
有効に寄与し、また比抵抗を増加し高周波領域の応答性
の改善にも有効であるので、そのために含有させる元素
である。上記効果を得るためには０．０１質量％を超え
て含有させる必要があるが、５質量％を超えると特殊な
精錬方法を用いる必要があるだけでなく、冷鍛性を阻害
するので、その含有量を０．０１〜５質量％とする。
く、Ｓｉと同様に最大透磁率の上昇と保持力の低下にも
有効に寄与し、また比抵抗を増加し高周波領域の応答性
の改善にも有効であるので、そのために含有させる元素
である。上記効果を得るためには０．０１質量％を超え
て含有させる必要があるが、５質量％を超えると特殊な
精錬方法を用いる必要があるだけでなく、冷鍛性を阻害
するので、その含有量を０．０１〜５質量％とする。
【００５０】（１９）Ｔｉ％＋０．５２Ｚｒ％＝Ｘ＝
０．０５〜０．５質量％：Ｔｉ及びＺｒは、ＣとＳ，Ｓ
ｅ及びＴｅと共存することにより、（Ｔｉ、Ｚｒ）４Ｃ
２（Ｓ、Ｓｅ、Ｔｅ）２及び／又は（Ｔｉ、Ｚｒ）
（Ｓ、Ｓｅ、Ｔｅ）を形成して、被削性の向上に寄与す
る、特に、（Ｔｉ、Ｚｒ）４Ｃ２（Ｓ、Ｓｅ、Ｔｅ）２
は軟磁気特性及び耐食性を劣化させることなく、また微
細に分散するために冷鍛性を劣化させることがなく、被
削性の向上に寄与するので、そのために含有させる元素
である。上記効果を得るためには上記Ｘで表して０．０
５質量％以上含有させる必要があるが、上記Ｘで表して
０．５質量％を超えると軟磁気特性を阻害するので、そ
の含有量を上記Ｘで表して０．０５〜０．５質量％とす
る。
０．０５〜０．５質量％：Ｔｉ及びＺｒは、ＣとＳ，Ｓ
ｅ及びＴｅと共存することにより、（Ｔｉ、Ｚｒ）４Ｃ
２（Ｓ、Ｓｅ、Ｔｅ）２及び／又は（Ｔｉ、Ｚｒ）
（Ｓ、Ｓｅ、Ｔｅ）を形成して、被削性の向上に寄与す
る、特に、（Ｔｉ、Ｚｒ）４Ｃ２（Ｓ、Ｓｅ、Ｔｅ）２
は軟磁気特性及び耐食性を劣化させることなく、また微
細に分散するために冷鍛性を劣化させることがなく、被
削性の向上に寄与するので、そのために含有させる元素
である。上記効果を得るためには上記Ｘで表して０．０
５質量％以上含有させる必要があるが、上記Ｘで表して
０．５質量％を超えると軟磁気特性を阻害するので、そ
の含有量を上記Ｘで表して０．０５〜０．５質量％とす
る。
【００５１】（２０）Ｃ：０．１９Ｘ〜０．２６Ｘ質量
％、０．０２Ｘ〜０．２６Ｘ質量％ Ｃを０．１９Ｘ〜０．２６Ｘ質量％（０．１９≦Ｃ／Ｘ
≦０．２６）とし、｜α｜≦０．０７（｜α｜はαの絶
対値のこと、以下同じ、図１参照、α＝Ｙ／Ｘ−３２×
（Ｃ／Ｘ−０．１２５）２）となる組成とするのは、こ
のようにすると軟磁気特性及び冷？性が特に優れ、（Ｔ
ｉ、Ｚｒ）４Ｃ２（Ｓ、Ｓｅ、Ｔｅ）２と少量の（Ｔ
ｉ、Ｚｒ）（Ｓ、Ｓｅ、Ｔｅ）の微細分散により被削性
も良好で、耐食性も良好な電磁ステンレス鋼を得ること
ができるからである。（Ｔｉ、Ｚｒ）４Ｃ２（Ｓ、Ｓ
ｅ、Ｔｅ）２は、軟磁気特性劣化作用が小さい。このα
の領域で軟磁気特性が非常に良いのは、（Ｔｉ、Ｚｒ）
Ｃ、（Ｔｉ、Ｚｒ）（Ｓ、Ｓｅ、Ｔｅ）、Ｍｎ（Ｓ、Ｓ
ｅ、Ｔｅ）が極めて少ないからである。
％、０．０２Ｘ〜０．２６Ｘ質量％ Ｃを０．１９Ｘ〜０．２６Ｘ質量％（０．１９≦Ｃ／Ｘ
≦０．２６）とし、｜α｜≦０．０７（｜α｜はαの絶
対値のこと、以下同じ、図１参照、α＝Ｙ／Ｘ−３２×
（Ｃ／Ｘ−０．１２５）２）となる組成とするのは、こ
のようにすると軟磁気特性及び冷？性が特に優れ、（Ｔ
ｉ、Ｚｒ）４Ｃ２（Ｓ、Ｓｅ、Ｔｅ）２と少量の（Ｔ
ｉ、Ｚｒ）（Ｓ、Ｓｅ、Ｔｅ）の微細分散により被削性
も良好で、耐食性も良好な電磁ステンレス鋼を得ること
ができるからである。（Ｔｉ、Ｚｒ）４Ｃ２（Ｓ、Ｓ
ｅ、Ｔｅ）２は、軟磁気特性劣化作用が小さい。このα
の領域で軟磁気特性が非常に良いのは、（Ｔｉ、Ｚｒ）
Ｃ、（Ｔｉ、Ｚｒ）（Ｓ、Ｓｅ、Ｔｅ）、Ｍｎ（Ｓ、Ｓ
ｅ、Ｔｅ）が極めて少ないからである。
【００５２】しかしながら、Ｃ／Ｘ＜０．１９（Ｃ：
０．１９Ｘ質量％未満）では、（Ｔｉ，Ｚｒ）４Ｃ
２（Ｓ，Ｓｅ，Ｔｅ）２の形成量が少な過ぎてこれらの
効果に乏しく、またＣ／Ｘ＞０．２６（Ｃ＞０．２６Ｘ
質量％）では、（Ｔｉ，Ｚｒ）Ｃの増加により、かえっ
て軟磁気特性、冷鍛性及び耐食性を阻害するので、０．
１９≦Ｃ／Ｘ≦０．２６（Ｃ：０．１９Ｘ〜０．２６Ｘ
質量％）に限定する。
０．１９Ｘ質量％未満）では、（Ｔｉ，Ｚｒ）４Ｃ
２（Ｓ，Ｓｅ，Ｔｅ）２の形成量が少な過ぎてこれらの
効果に乏しく、またＣ／Ｘ＞０．２６（Ｃ＞０．２６Ｘ
質量％）では、（Ｔｉ，Ｚｒ）Ｃの増加により、かえっ
て軟磁気特性、冷鍛性及び耐食性を阻害するので、０．
１９≦Ｃ／Ｘ≦０．２６（Ｃ：０．１９Ｘ〜０．２６Ｘ
質量％）に限定する。
【００５３】さらに、Ｃを０．０２Ｘ〜０．２６Ｘ質量
％（０．０２≦Ｃ／Ｘ≦０．２６）とし、０．０７α≦
０．４５となる組成にするのは、耐食性に優れ、やや量
を増した（Ｔｉ，Ｚｒ）４Ｃ２（Ｓ，Ｓｅ，Ｔｅ）２と
（Ｔｉ，Ｚｒ）（Ｓ，Ｓｅ，Ｔｅ）により、更に被削性
が良好で、軟磁気特性及び冷鍛性も良好な電磁ステンレ
ス鋼が得られるからである。しかしながら、Ｃ＜０．０
２Ｘ質量％（Ｃ／Ｘ＜０．０２）では、（Ｔｉ，Ｚｒ）
４Ｃ２（Ｓ，Ｓｅ，Ｔｅ）２の形成量の減少と（Ｔｉ，
Ｚｒ）（Ｓ，Ｓｅ，Ｔｅ）の増加により軟磁気特性を劣
化させ、Ｃ＞０．２６（Ｃ／Ｘ＞０．２６）では（Ｔ
ｉ，Ｚｒ）Ｃの増加によって軟磁気特性、冷鍛性及び耐
食性を阻害するので、Ｃ＝０．０２Ｘ〜０．２６Ｘ質量
％（０．０２≦Ｃ／Ｘ≦０．２６）の範囲に限定する。
％（０．０２≦Ｃ／Ｘ≦０．２６）とし、０．０７α≦
０．４５となる組成にするのは、耐食性に優れ、やや量
を増した（Ｔｉ，Ｚｒ）４Ｃ２（Ｓ，Ｓｅ，Ｔｅ）２と
（Ｔｉ，Ｚｒ）（Ｓ，Ｓｅ，Ｔｅ）により、更に被削性
が良好で、軟磁気特性及び冷鍛性も良好な電磁ステンレ
ス鋼が得られるからである。しかしながら、Ｃ＜０．０
２Ｘ質量％（Ｃ／Ｘ＜０．０２）では、（Ｔｉ，Ｚｒ）
４Ｃ２（Ｓ，Ｓｅ，Ｔｅ）２の形成量の減少と（Ｔｉ，
Ｚｒ）（Ｓ，Ｓｅ，Ｔｅ）の増加により軟磁気特性を劣
化させ、Ｃ＞０．２６（Ｃ／Ｘ＞０．２６）では（Ｔ
ｉ，Ｚｒ）Ｃの増加によって軟磁気特性、冷鍛性及び耐
食性を阻害するので、Ｃ＝０．０２Ｘ〜０．２６Ｘ質量
％（０．０２≦Ｃ／Ｘ≦０．２６）の範囲に限定する。
【００５４】
【００５５】Ｓ，Ｓｅ及びＴｅの１種又は２種以上を：
Ｓ％＋０．４１Ｓｅ％＋０．２５Ｔｅ％（Ｙ）として
（Ｚ−０．０７）Ｘ〜（Ｚ＋０．０７）Ｘ質量％、（Ｚ
＋０．０７）Ｘ超〜（Ｚ＋０．４５）Ｘ質量％、但し、
Ｚ＝３２×（Ｃ／Ｘ−０．１２５）２ Ｙが（Ｚ−０．０７）Ｘ〜（Ｚ＋０．０７）Ｘ質量％の
場合 Ｙが（Ｚ−０．０７）Ｘ〜（Ｚ＋０．０７）Ｘ質量％
（−０．０７≦α≦０．０７、とし、Ｃを０．１９Ｘ〜
０．２６Ｘ質量％（０．１９≦Ｃ／Ｘ≦０．２６）とす
るのは、軟磁気特性及び冷鍛性が特に優れ、（Ｔｉ，Ｚ
ｒ）４Ｃ２（Ｓ，Ｓｅ，Ｔｅ）２と少量の（Ｔｉ，Ｚ
ｒ）（Ｓ，Ｓｅ，Ｔｅ）の微細分散により被削性も良好
で、耐食性も良好な電磁ステンレス鋼が得られるからで
あるが、Ｙが（Ｚ−０．０７）Ｘ％、即ちＹ／Ｘが３２
・（Ｃ／Ｘ−０．１２５）２−０．０７より低い場合に
は、（Ｔｉ，Ｚｒ）４Ｃ２（Ｓ，Ｓｅ，Ｔｅ）２の形成
量が少な過ぎてこれらの効果に乏しく、Ｙが（Ｚ＋０．
０７）Ｘ質量％、即ちＹ／Ｘが３２・（Ｃ／Ｘ−０．１
２５）２＋０．０７より高い場合には、かえって軟磁気
特性、冷鍛性及び耐食性を阻害するので、Ｙを（Ｚ−
０．０７）Ｘ〜（Ｚ＋０．０７）Ｘ質量％の範囲とす
る。
Ｓ％＋０．４１Ｓｅ％＋０．２５Ｔｅ％（Ｙ）として
（Ｚ−０．０７）Ｘ〜（Ｚ＋０．０７）Ｘ質量％、（Ｚ
＋０．０７）Ｘ超〜（Ｚ＋０．４５）Ｘ質量％、但し、
Ｚ＝３２×（Ｃ／Ｘ−０．１２５）２ Ｙが（Ｚ−０．０７）Ｘ〜（Ｚ＋０．０７）Ｘ質量％の
場合 Ｙが（Ｚ−０．０７）Ｘ〜（Ｚ＋０．０７）Ｘ質量％
（−０．０７≦α≦０．０７、とし、Ｃを０．１９Ｘ〜
０．２６Ｘ質量％（０．１９≦Ｃ／Ｘ≦０．２６）とす
るのは、軟磁気特性及び冷鍛性が特に優れ、（Ｔｉ，Ｚ
ｒ）４Ｃ２（Ｓ，Ｓｅ，Ｔｅ）２と少量の（Ｔｉ，Ｚ
ｒ）（Ｓ，Ｓｅ，Ｔｅ）の微細分散により被削性も良好
で、耐食性も良好な電磁ステンレス鋼が得られるからで
あるが、Ｙが（Ｚ−０．０７）Ｘ％、即ちＹ／Ｘが３２
・（Ｃ／Ｘ−０．１２５）２−０．０７より低い場合に
は、（Ｔｉ，Ｚｒ）４Ｃ２（Ｓ，Ｓｅ，Ｔｅ）２の形成
量が少な過ぎてこれらの効果に乏しく、Ｙが（Ｚ＋０．
０７）Ｘ質量％、即ちＹ／Ｘが３２・（Ｃ／Ｘ−０．１
２５）２＋０．０７より高い場合には、かえって軟磁気
特性、冷鍛性及び耐食性を阻害するので、Ｙを（Ｚ−
０．０７）Ｘ〜（Ｚ＋０．０７）Ｘ質量％の範囲とす
る。
【００５６】さらに、Ｙが（Ｚ＋０．０７）Ｘ超〜（Ｚ
＋０．４５）Ｘ質量％の場合 Ｙが（Ｚ＋０．０７）Ｘ超〜（Ｚ＋０．４５）Ｘ質量％
（０．０７＜α≦０．４５）とし、Ｃを０．０２Ｘ〜
０．２６Ｘ質量％（０．０２≦Ｃ／Ｘ≦０．２６）とす
るのは、耐食性に優れ、やや量を増した（Ｔｉ，Ｚｒ）
４Ｃ２（Ｓ，Ｓｅ，Ｔｅ）2と（Ｔｉ，Ｚｒ）（Ｓ，Ｓ
ｅ，Ｔｅ）により、上記Ｙを（Ｚ−０．０７）Ｘ〜（Ｚ
＋０．０７）Ｘ質量％にするより更に被削性が良好で、
軟磁気特性及び冷鍛性も良好な電磁ステンレス鋼が得ら
れるからであるが、Ｙが（Ｚ＋０．４５）Ｘ質量％、即
ちＹ／Ｘが３２・（Ｃ／Ｘ−０．１２５）２＋０．４５
より高い場合には、（Ｔｉ，Ｚｒ）Ｓ、Ｃｒ（Ｓ，Ｓ
ｅ，Ｔｅ）、Ｍｎ（Ｓ，Ｓｅ，Ｔｅ）が増加し、被削性
は更に優れたものとなるが、冷間鍛造性、耐食性及び軟
磁気特性も低下するので、Ｙを（Ｚ＋０．０７）Ｘ〜
（Ｚ＋０．４５）Ｘ質量％の範囲とする。
＋０．４５）Ｘ質量％の場合 Ｙが（Ｚ＋０．０７）Ｘ超〜（Ｚ＋０．４５）Ｘ質量％
（０．０７＜α≦０．４５）とし、Ｃを０．０２Ｘ〜
０．２６Ｘ質量％（０．０２≦Ｃ／Ｘ≦０．２６）とす
るのは、耐食性に優れ、やや量を増した（Ｔｉ，Ｚｒ）
４Ｃ２（Ｓ，Ｓｅ，Ｔｅ）2と（Ｔｉ，Ｚｒ）（Ｓ，Ｓ
ｅ，Ｔｅ）により、上記Ｙを（Ｚ−０．０７）Ｘ〜（Ｚ
＋０．０７）Ｘ質量％にするより更に被削性が良好で、
軟磁気特性及び冷鍛性も良好な電磁ステンレス鋼が得ら
れるからであるが、Ｙが（Ｚ＋０．４５）Ｘ質量％、即
ちＹ／Ｘが３２・（Ｃ／Ｘ−０．１２５）２＋０．４５
より高い場合には、（Ｔｉ，Ｚｒ）Ｓ、Ｃｒ（Ｓ，Ｓ
ｅ，Ｔｅ）、Ｍｎ（Ｓ，Ｓｅ，Ｔｅ）が増加し、被削性
は更に優れたものとなるが、冷間鍛造性、耐食性及び軟
磁気特性も低下するので、Ｙを（Ｚ＋０．０７）Ｘ〜
（Ｚ＋０．４５）Ｘ質量％の範囲とする。
【００５７】
【００５８】Ｎｉ：２質量％以下、Ｃｕ：２質量％以
下、Ｍｏ：２質量％以下、Ｎｂ：１質量％以下及びＶ：
１質量％以下 Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｎｂ及びＶは、いずれも上記第二選
択発明に係る快削合金材料の鋼中において、耐食性をよ
り一層向上させるので、そのために含有させる元素であ
るが、それぞれ上記上限を超えると軟磁気特性及び冷鍛
性を阻害するので、その含有量を上記のとおりとする。
下、Ｍｏ：２質量％以下、Ｎｂ：１質量％以下及びＶ：
１質量％以下 Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｎｂ及びＶは、いずれも上記第二選
択発明に係る快削合金材料の鋼中において、耐食性をよ
り一層向上させるので、そのために含有させる元素であ
るが、それぞれ上記上限を超えると軟磁気特性及び冷鍛
性を阻害するので、その含有量を上記のとおりとする。
【００５９】Ｐｂ：０．１５質量％以下、Ｂ：０．０１
質量％以下及びＲＥＭ：０．１質量％以下 Ｐｂは、被削性をより一層向上させるために含有させる
元素であり、従来の含有量の１／２の０．１５質量％以
下を含有させても被削性をより一層向上させる効果があ
るので、その含有量を０．１５質量％以下とする。
質量％以下及びＲＥＭ：０．１質量％以下 Ｐｂは、被削性をより一層向上させるために含有させる
元素であり、従来の含有量の１／２の０．１５質量％以
下を含有させても被削性をより一層向上させる効果があ
るので、その含有量を０．１５質量％以下とする。
【００６０】Ｂ及びＲＥＭは、いずれも上記第二選択発
明に係る快削合金材料の鋼中において、冷間鍛造性をよ
り一層向上させるので、そのために含有させる元素であ
るが、上記上限を超えて含有させるとかえって熱間及び
冷間での加工性が低下するので、その含有量を上記のと
おりとする。なお、ＲＥＭとしては、放射活性の低い元
素を主体的に用いることが取り扱い上容易であり、この
観点において、Ｓｃ、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｓ
ｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ
及びＬｕから選ばれる１種又は２種以上を使用すること
が有効である。特に上記効果のより顕著な発現と価格上
の観点から、軽希土類、特にＬａあるいはＣｅを使用す
ることが望ましい。ただし、希土類分離過程等にて不可
避的に残留する微量の放射性希土類元素（例えばＴｈや
Ｕなど）が含有されていても差し支えない。また、原料
コスト低減等の観点から、ミッシュメタルやジジムな
ど、非分離希土類を使用することもできる。
明に係る快削合金材料の鋼中において、冷間鍛造性をよ
り一層向上させるので、そのために含有させる元素であ
るが、上記上限を超えて含有させるとかえって熱間及び
冷間での加工性が低下するので、その含有量を上記のと
おりとする。なお、ＲＥＭとしては、放射活性の低い元
素を主体的に用いることが取り扱い上容易であり、この
観点において、Ｓｃ、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｓ
ｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ
及びＬｕから選ばれる１種又は２種以上を使用すること
が有効である。特に上記効果のより顕著な発現と価格上
の観点から、軽希土類、特にＬａあるいはＣｅを使用す
ることが望ましい。ただし、希土類分離過程等にて不可
避的に残留する微量の放射性希土類元素（例えばＴｈや
Ｕなど）が含有されていても差し支えない。また、原料
コスト低減等の観点から、ミッシュメタルやジジムな
ど、非分離希土類を使用することもできる。
【００６１】電磁ステンレス鋼として構成される上記第
二選択発明に係る快削合金材料の製造方法について：上
記第二選択発明に係る快削合金材料は、従来からある電
磁ステンレス鋼などに添加するＴｉ及びＺｒの１種又は
２種の含有量、Ｃ含有量並びにＳ，Ｓｅ及びＴｅの１種
又は２種以上の含有量を特定し、それらを組み合わせて
含有させたものであるので、従来からある電磁ステンレ
ス鋼の製造方法と同様に製造することができる。
二選択発明に係る快削合金材料の製造方法について：上
記第二選択発明に係る快削合金材料は、従来からある電
磁ステンレス鋼などに添加するＴｉ及びＺｒの１種又は
２種の含有量、Ｃ含有量並びにＳ，Ｓｅ及びＴｅの１種
又は２種以上の含有量を特定し、それらを組み合わせて
含有させたものであるので、従来からある電磁ステンレ
ス鋼の製造方法と同様に製造することができる。
【００６２】
【実施例】以下、本発明の効果を確認するために、以下
の実験を行った。 （実施例１）マルテンサイト系ステンレス鋼として構成
される本発明の第一選択発明に係る合金材料について以
下の実験を行った。まず、表１に示す配合組織（質量
％）により、各々５０ｋｇ鋼塊を高周波誘導炉にて溶製
し、これを、１０５０〜１１００℃に加熱し、熱間鍛造
により２０ｍｍの丸棒に加工した。それら丸棒をさらに
７５０℃で１時間加熱した後空冷し、各試験に供した。
なお、本実施例１においては、試供した試験合金をステ
ンレス鋼に限定しているため、発明合金を特に発明鋼と
称する場合もある。
の実験を行った。 （実施例１）マルテンサイト系ステンレス鋼として構成
される本発明の第一選択発明に係る合金材料について以
下の実験を行った。まず、表１に示す配合組織（質量
％）により、各々５０ｋｇ鋼塊を高周波誘導炉にて溶製
し、これを、１０５０〜１１００℃に加熱し、熱間鍛造
により２０ｍｍの丸棒に加工した。それら丸棒をさらに
７５０℃で１時間加熱した後空冷し、各試験に供した。
なお、本実施例１においては、試供した試験合金をステ
ンレス鋼に限定しているため、発明合金を特に発明鋼と
称する場合もある。
【００６３】
【表１】
【００６４】本実施例１においては、（Ｔｉ、Ｚｒ）系
化合物がＦｅ系マトリックス相中に形成されているもの
を本発明鋼とし、上記条件に加えてさらに次の条件、す
なわち：Ｎｉを含有しないか、または含有していてもそ
の含有率が２質量％以下とされ、９〜１７質量％のＣｒ
を含有し、さらにＴｉの含有量をＷTi(質量％)、Ｚｒの
含有量をＷZr(質量％)として、ＷTi+０．５２ＷZrが
０．０３〜３．５質量％となるようにＴｉとＺｒとの少
なくとも何れかを含有し、０．０１〜１質量％のＳと、
０．０１〜０．８質量％のＳｅとの少なくとも何れかを
含有し、Ｃの含有量をＷC、Ｓの含有量をＷS、Ｓｅの含
有量をＷSeとするとき、 ０．３７５×（ＷS＋０．４ＷSe）＜ＷC≦１．５・・・式Ａ、かつ、 ０．１２５×（ＷTi＋０．５２ＷZr）＜ＷC≦１．５・・・式Ｂ を満足するＣを含有する；を満たすマルテンサイト系ス
テンレス鋼として構成される合金を本発明の第一選択発
明鋼とする。また、表１においてＮｏ.１〜１９がマル
テンサイト系ステンレス鋼として構成される本発明の第
一選択発明鋼である。また、比較例は、Ｎｏ．２０がＳ
ＵＳ４１０、Ｎｏ．２１がＳＵＳ４１６、Ｎｏ．２２が
ＳＵＳ４２０Ｆ、Ｎｏ．２３がＳＵＳ４４０Ｆにそれぞ
れ相当するステンレス鋼である。また、Ｎｏ．２４〜２
６の合金はＣの含有量が式Ａ、及びＢを満たさない場合
のステンレス鋼であり、第一選択発明範囲外であるが、
本発明の発明鋼である。
化合物がＦｅ系マトリックス相中に形成されているもの
を本発明鋼とし、上記条件に加えてさらに次の条件、す
なわち：Ｎｉを含有しないか、または含有していてもそ
の含有率が２質量％以下とされ、９〜１７質量％のＣｒ
を含有し、さらにＴｉの含有量をＷTi(質量％)、Ｚｒの
含有量をＷZr(質量％)として、ＷTi+０．５２ＷZrが
０．０３〜３．５質量％となるようにＴｉとＺｒとの少
なくとも何れかを含有し、０．０１〜１質量％のＳと、
０．０１〜０．８質量％のＳｅとの少なくとも何れかを
含有し、Ｃの含有量をＷC、Ｓの含有量をＷS、Ｓｅの含
有量をＷSeとするとき、 ０．３７５×（ＷS＋０．４ＷSe）＜ＷC≦１．５・・・式Ａ、かつ、 ０．１２５×（ＷTi＋０．５２ＷZr）＜ＷC≦１．５・・・式Ｂ を満足するＣを含有する；を満たすマルテンサイト系ス
テンレス鋼として構成される合金を本発明の第一選択発
明鋼とする。また、表１においてＮｏ.１〜１９がマル
テンサイト系ステンレス鋼として構成される本発明の第
一選択発明鋼である。また、比較例は、Ｎｏ．２０がＳ
ＵＳ４１０、Ｎｏ．２１がＳＵＳ４１６、Ｎｏ．２２が
ＳＵＳ４２０Ｆ、Ｎｏ．２３がＳＵＳ４４０Ｆにそれぞ
れ相当するステンレス鋼である。また、Ｎｏ．２４〜２
６の合金はＣの含有量が式Ａ、及びＢを満たさない場合
のステンレス鋼であり、第一選択発明範囲外であるが、
本発明の発明鋼である。
【００６５】本発明鋼の主な介在物は（Ｔｉ、Ｚｒ）４
（Ｓ、Ｓｅ）２Ｃ２であったが、（Ｔｉ、Ｚｒ）Ｓ、及
び（Ｔｉ、Ｚｒ）Ｓ３等の介在物も一部認められた。ま
た、Ｍｎ含有量が高いＮｏ.９などには、（Ｍｎ、Ｃ
ｒ）Ｓが僅かではあるが認められた。なお、各介在物の
同定方法は、以下のようにして行っている。すなわち、
各丸棒から適量の試験片を取り出して、これをテトラメ
チルアンモニウムクロライドと１０％のアセチルアセト
ンを含むメタノール溶液を電解質として用いることによ
り、金属マトリックス部分を電解する。そして、溶解後
の電解液をろ過することにより、鋼中に含有されていた
不溶の化合物を抽出して乾燥後、これをＥＤＸにて分析
し、その回折プロファイルの出現ピークから化合物の特
定を行う。なお、鋼組織中の化合物粒子の組成は別途Ｅ
ＤＸにより分析を行っており、その二次元マッピングか
ら、ＥＤＸ分析にて観察された化合物に対応する組成の
化合物が形成されていることを確認している。図２は第
一選択発明鋼Ｎｏ．２及びＮｏ．１３の鋼表面の光学顕
微鏡観察画像（倍率：４００倍）を示しており、また図
３はＮｏ．２の鋼種の任意の介在物をＥＤＸで分析した
結果を示す。
（Ｓ、Ｓｅ）２Ｃ２であったが、（Ｔｉ、Ｚｒ）Ｓ、及
び（Ｔｉ、Ｚｒ）Ｓ３等の介在物も一部認められた。ま
た、Ｍｎ含有量が高いＮｏ.９などには、（Ｍｎ、Ｃ
ｒ）Ｓが僅かではあるが認められた。なお、各介在物の
同定方法は、以下のようにして行っている。すなわち、
各丸棒から適量の試験片を取り出して、これをテトラメ
チルアンモニウムクロライドと１０％のアセチルアセト
ンを含むメタノール溶液を電解質として用いることによ
り、金属マトリックス部分を電解する。そして、溶解後
の電解液をろ過することにより、鋼中に含有されていた
不溶の化合物を抽出して乾燥後、これをＥＤＸにて分析
し、その回折プロファイルの出現ピークから化合物の特
定を行う。なお、鋼組織中の化合物粒子の組成は別途Ｅ
ＤＸにより分析を行っており、その二次元マッピングか
ら、ＥＤＸ分析にて観察された化合物に対応する組成の
化合物が形成されていることを確認している。図２は第
一選択発明鋼Ｎｏ．２及びＮｏ．１３の鋼表面の光学顕
微鏡観察画像（倍率：４００倍）を示しており、また図
３はＮｏ．２の鋼種の任意の介在物をＥＤＸで分析した
結果を示す。
【００６６】上記の各試験鋼につき、以下の実験を行っ
た。 １．熱間加工性評価：熱間加工性の評価は、熱間鍛造時
に、割れなどの欠陥が発生したか否かを目視観察によっ
て評価した。熱間鍛造時の熱間加工性は、いずれも問題
なく加工できるレベルであったが、介在物が多くなる
他、合金元素量が多くなるに従い、劣化する傾向にあっ
た。なお、Ｃａ、Ｂ、Ｍｇ、ＲＥＭを添加した本発明の
鋼種は添加していない鋼種と比較して良好な熱間加工性
を有していることがわかった。
た。 １．熱間加工性評価：熱間加工性の評価は、熱間鍛造時
に、割れなどの欠陥が発生したか否かを目視観察によっ
て評価した。熱間鍛造時の熱間加工性は、いずれも問題
なく加工できるレベルであったが、介在物が多くなる
他、合金元素量が多くなるに従い、劣化する傾向にあっ
た。なお、Ｃａ、Ｂ、Ｍｇ、ＲＥＭを添加した本発明の
鋼種は添加していない鋼種と比較して良好な熱間加工性
を有していることがわかった。
【００６７】２．被削性評価：被削性の評価は、被削加
工時の工具磨耗量、仕上げ面粗さ、切粉形状により評価
する。切削工具にはサーメットを用いて、周速１２０ｍ
／ｍｉｎ、一回転当りの切り込み量０．１ｍｍ、一回転
当りの送り量０．０５ｍｍで水溶性切削油にて切削加工
を実施した。工具磨耗量は、６０分切削後の切削工具に
おけるフランクの磨耗量を測定したもので、単位はμｍ
である。仕上げ面粗さは、ＪＩＳ−Ｂ０６０１に規定さ
れている方法で測定した加工後の供試鋼表面の算術平均
粗さ（Ｒａ：μｍ）である。さらに、切粉形状を目視観
察し、破砕性が良好であるものは「良」、破砕性が悪く切
粉がつながった状態のものは「劣」とし、その中間を「や
や良」で表している。
工時の工具磨耗量、仕上げ面粗さ、切粉形状により評価
する。切削工具にはサーメットを用いて、周速１２０ｍ
／ｍｉｎ、一回転当りの切り込み量０．１ｍｍ、一回転
当りの送り量０．０５ｍｍで水溶性切削油にて切削加工
を実施した。工具磨耗量は、６０分切削後の切削工具に
おけるフランクの磨耗量を測定したもので、単位はμｍ
である。仕上げ面粗さは、ＪＩＳ−Ｂ０６０１に規定さ
れている方法で測定した加工後の供試鋼表面の算術平均
粗さ（Ｒａ：μｍ）である。さらに、切粉形状を目視観
察し、破砕性が良好であるものは「良」、破砕性が悪く切
粉がつながった状態のものは「劣」とし、その中間を「や
や良」で表している。
【００６８】また、以下の評価については、９８０〜１
０５０℃で３０分保持したのち油冷する焼入れ熱処理
と、１８０℃で１時間保持した後空冷する焼戻し処理を
施した材料を用い、実施した。
０５０℃で３０分保持したのち油冷する焼入れ熱処理
と、１８０℃で１時間保持した後空冷する焼戻し処理を
施した材料を用い、実施した。
【００６９】３．硬さ試験：試料の硬さの測定は、ＪＩ
Ｓ−Ｚ２２４５に規定されているロックウェル硬さ試験
によって、Ｃスケールロックウェル硬さを測定した。丸
棒試料の軸断面において、図３に示すように、Ｇを断面
の略中心、Ｐを外周上の任意の点としたとき、ＰＳ＝
０．２５ＰＧとなる点Ｓの集合を測定点としたとき、こ
れら測定点から選ばれる任意の５点においてのロックウ
ェル硬さの平均値を求めた。
Ｓ−Ｚ２２４５に規定されているロックウェル硬さ試験
によって、Ｃスケールロックウェル硬さを測定した。丸
棒試料の軸断面において、図３に示すように、Ｇを断面
の略中心、Ｐを外周上の任意の点としたとき、ＰＳ＝
０．２５ＰＧとなる点Ｓの集合を測定点としたとき、こ
れら測定点から選ばれる任意の５点においてのロックウ
ェル硬さの平均値を求めた。
【００７０】３．耐アウトガス性評価：耐アウトガス性
の評価は、Ｓの発生量を規定することによって行った。
具体的には、寸法が、縦が１５ｍｍ、横が３ｍｍ、厚さ
が２５ｍｍの直方体形状で、かつ、全面を番手＃４００
のエメリーペーパーによって研磨加工した試験片を用い
る。そして、容積が２５０ｃｃ.の密閉容器中に、前記
試験片と銀箔（寸法：縦１０ｍｍ、横５ｍｍ、厚さ０．
１ｍｍ、純度：９９．９％以上）と０．５ｃｃ.の純水
をいれ、その容器内の温度を８５℃に維持しつつ２０時
間保持させた。そして試験後の銀箔中のＳ含有量ＷSO
（質量％）を燃焼赤外線吸収法にて測定した。
の評価は、Ｓの発生量を規定することによって行った。
具体的には、寸法が、縦が１５ｍｍ、横が３ｍｍ、厚さ
が２５ｍｍの直方体形状で、かつ、全面を番手＃４００
のエメリーペーパーによって研磨加工した試験片を用い
る。そして、容積が２５０ｃｃ.の密閉容器中に、前記
試験片と銀箔（寸法：縦１０ｍｍ、横５ｍｍ、厚さ０．
１ｍｍ、純度：９９．９％以上）と０．５ｃｃ.の純水
をいれ、その容器内の温度を８５℃に維持しつつ２０時
間保持させた。そして試験後の銀箔中のＳ含有量ＷSO
（質量％）を燃焼赤外線吸収法にて測定した。
【００７１】４．耐食性評価：耐食性の評価試験は、高
温高湿によって行った。試験片としては、寸法直径１５
ｍｍ、高さ５０ｍｍの円柱形上のものを用い、表面をエ
メリーペーパーにより番手＃４００まで研磨加工し、洗
浄した後、これを６０℃の相対湿度９０％ＲＨの恒温恒
湿槽内に１６８時間試験保持した。評価は目視により行
い、全く発錆が確認されなかったものを「Ａ」、点状のし
みが数カ所に認められたものを「Ｂ」、面積率５％以下の
範囲で赤錆が確認されたものを「Ｃ」、面積率５％を超え
る範囲で赤錆が確認されたものを「Ｄ」として評価した。
温高湿によって行った。試験片としては、寸法直径１５
ｍｍ、高さ５０ｍｍの円柱形上のものを用い、表面をエ
メリーペーパーにより番手＃４００まで研磨加工し、洗
浄した後、これを６０℃の相対湿度９０％ＲＨの恒温恒
湿槽内に１６８時間試験保持した。評価は目視により行
い、全く発錆が確認されなかったものを「Ａ」、点状のし
みが数カ所に認められたものを「Ｂ」、面積率５％以下の
範囲で赤錆が確認されたものを「Ｃ」、面積率５％を超え
る範囲で赤錆が確認されたものを「Ｄ」として評価した。
【００７２】以上の結果を表２に示す。
【００７３】
【表２】
【００７４】表２より、比較例Ｎｏ．２０〜２３のステ
ンレス鋼は、硬さは十分に確保されているが、被削性に
劣っていることがわかる。また、Ｎｏ．２１〜２３に至
っては耐食性、及び耐アウトガス性も劣っている。ま
た、発明鋼と、第一選択発明鋼を比較すると、発明鋼で
は被削性が向上し、第一選択発明鋼に至ると、硬さ、耐
食性、及び耐アウトガス性などが向上していることがわ
かる。発明鋼より第一発明鋼のほうが硬さの向上が実現
されている理由としては、Ｃの含有量が式Ａ、及びＢを
満足することによって、（Ｔｉ、Ｚｒ）系化合物を構成
するＣの含有量と、添加されるＣの含有量とのバランス
が調節され、Ｆｅ系マトリックス相中にＣ成分が十分に
分散されたためであると考えられる。また、耐アウトガ
ス性が向上したのは、形成されうる（Ｔｉ、Ｚｒ）系化
合物の量に対して過剰なＳが添加されたためであると考
えられる。
ンレス鋼は、硬さは十分に確保されているが、被削性に
劣っていることがわかる。また、Ｎｏ．２１〜２３に至
っては耐食性、及び耐アウトガス性も劣っている。ま
た、発明鋼と、第一選択発明鋼を比較すると、発明鋼で
は被削性が向上し、第一選択発明鋼に至ると、硬さ、耐
食性、及び耐アウトガス性などが向上していることがわ
かる。発明鋼より第一発明鋼のほうが硬さの向上が実現
されている理由としては、Ｃの含有量が式Ａ、及びＢを
満足することによって、（Ｔｉ、Ｚｒ）系化合物を構成
するＣの含有量と、添加されるＣの含有量とのバランス
が調節され、Ｆｅ系マトリックス相中にＣ成分が十分に
分散されたためであると考えられる。また、耐アウトガ
ス性が向上したのは、形成されうる（Ｔｉ、Ｚｒ）系化
合物の量に対して過剰なＳが添加されたためであると考
えられる。
【００７５】以上、マルテンサイト系ステンレス鋼とし
て構成される第一選択発明に係る快削合金材料について
実施例を示したが、これはあくまで一例示であり、本発
明は、その趣旨を逸脱しない範囲で、当事者の知識に基
づき、その他の変更を加えた態様で実施可能である。
て構成される第一選択発明に係る快削合金材料について
実施例を示したが、これはあくまで一例示であり、本発
明は、その趣旨を逸脱しない範囲で、当事者の知識に基
づき、その他の変更を加えた態様で実施可能である。
【００７６】（実施例２）次に、電磁ステンレス鋼とし
て構成される本発明の第二選択発明に係る快削合金材料
について、以下のような実験を行った。まず、下記表３
及び表４に示す成分組成（質量％）の鋼塊を、Ａｒ気流
中にて７ｋｇ誘導溶解し、直径８０ｍｍのインゴットを
作成した。次に各インゴットを１０００〜１０５０℃で
熱間鍛造して直径２２ｍｍの丸棒とした後、直径２１ｍ
ｍまで切削後、直径１８ｍｍまで冷間圧延し、供試鋼と
した。また、本実施例２においては、（Ｔｉ、Ｚｒ）系
化合物が基質金属相（Ｆｅ系マトリックス相）中に形成
されているステンレス鋼を本発明の発明鋼とし、上記化
合物が形成されていることに加えて、図１に示された含
有範囲の組成を有するステンレス鋼を本発明の第二選択
発明鋼としている。表３及び表４においては、Ｎｏ．１
〜３８が、第二選択発明鋼であり、Ｎｏ．３９〜４７発
明鋼である。かくして得られた鋼材の磁気特性、比抵
抗、被削性、冷鍛性及び耐食性について下記測定方法で
測定した。各測定方法を以下に述べる。
て構成される本発明の第二選択発明に係る快削合金材料
について、以下のような実験を行った。まず、下記表３
及び表４に示す成分組成（質量％）の鋼塊を、Ａｒ気流
中にて７ｋｇ誘導溶解し、直径８０ｍｍのインゴットを
作成した。次に各インゴットを１０００〜１０５０℃で
熱間鍛造して直径２２ｍｍの丸棒とした後、直径２１ｍ
ｍまで切削後、直径１８ｍｍまで冷間圧延し、供試鋼と
した。また、本実施例２においては、（Ｔｉ、Ｚｒ）系
化合物が基質金属相（Ｆｅ系マトリックス相）中に形成
されているステンレス鋼を本発明の発明鋼とし、上記化
合物が形成されていることに加えて、図１に示された含
有範囲の組成を有するステンレス鋼を本発明の第二選択
発明鋼としている。表３及び表４においては、Ｎｏ．１
〜３８が、第二選択発明鋼であり、Ｎｏ．３９〜４７発
明鋼である。かくして得られた鋼材の磁気特性、比抵
抗、被削性、冷鍛性及び耐食性について下記測定方法で
測定した。各測定方法を以下に述べる。
【００７７】
【表３】
【００７８】
【表４】
【００７９】各測定方法
１．磁気特性：磁気特性は、外径１０ｍｍ、内径５ｍ
ｍ、厚さ５ｍｍのリング状試料を作製し、９５０℃で磁
気焼鈍後、Ｂ−Ｈループトレーサーで１Ｏｅの磁場中で
の磁束密度Ｂ1（ＫＧ）、１０Ｏｅの磁場中での磁束密
度Ｂ10（ｋＧ）、及び直流保磁力Ｈｃ（Ａ／ｃｍ）の直
流磁気特性を測定した。磁束密度Ｂ1と保磁力Ｈｃと、
αとの関係を図５に示す。
ｍ、厚さ５ｍｍのリング状試料を作製し、９５０℃で磁
気焼鈍後、Ｂ−Ｈループトレーサーで１Ｏｅの磁場中で
の磁束密度Ｂ1（ＫＧ）、１０Ｏｅの磁場中での磁束密
度Ｂ10（ｋＧ）、及び直流保磁力Ｈｃ（Ａ／ｃｍ）の直
流磁気特性を測定した。磁束密度Ｂ1と保磁力Ｈｃと、
αとの関係を図５に示す。
【００８０】２．被抵抗測定：比抵抗は、各試料を直径
１ｍｍまで冷間線引きし、９５０℃で真空焼鈍後、測定
した。
１ｍｍまで冷間線引きし、９５０℃で真空焼鈍後、測定
した。
【００８１】３．被削性：被削性は、直径５ｍｍのＳＫ
Ｈ５１ドリルを用い、回転数９１５ｒｐｍでドリル刃先
に４１５Ｎを負荷し、鋼種に切削加工を施したとき、深
さ１０ｍｍを穿孔するのに要する時間（ｓｅｃ）で評価
した。
Ｈ５１ドリルを用い、回転数９１５ｒｐｍでドリル刃先
に４１５Ｎを負荷し、鋼種に切削加工を施したとき、深
さ１０ｍｍを穿孔するのに要する時間（ｓｅｃ）で評価
した。
【００８２】４．冷鍛性：冷鍛性は、直径２０ｍｍ、高
さ３０ｍｍの円柱状の試験片を作製し、７２０℃で焼鈍
後、４００ｔ油圧により圧縮試験を行い、割れ限界加工
率で評価した。図６に穿孔時間、及び割れ限界加工率
と、αとの関係を示す。
さ３０ｍｍの円柱状の試験片を作製し、７２０℃で焼鈍
後、４００ｔ油圧により圧縮試験を行い、割れ限界加工
率で評価した。図６に穿孔時間、及び割れ限界加工率
と、αとの関係を示す。
【００８３】５．孔食電位：孔食電位は、直径１８ｍ
ｍ、厚さ２ｍｍの円盤状試験片を作製し、８００番まで
のサンドペーパーで研磨後、真空中で９５０℃、２時間
の磁気焼鈍を行った後、３０℃の３．５％ＮａＣｌ水溶
液中で孔食電位Ｖｃ（ｍＶ）を測定した。図７に孔食電
位とαとの関係を示す。また、以上の測定結果を表５、
表６に示す。
ｍ、厚さ２ｍｍの円盤状試験片を作製し、８００番まで
のサンドペーパーで研磨後、真空中で９５０℃、２時間
の磁気焼鈍を行った後、３０℃の３．５％ＮａＣｌ水溶
液中で孔食電位Ｖｃ（ｍＶ）を測定した。図７に孔食電
位とαとの関係を示す。また、以上の測定結果を表５、
表６に示す。
【００８４】
【表５】
【００８５】
【表６】
表５及び表６並びに図５から判るように、｜α｜≦０．
０７では、Ｈｃ＜１．０Ａ／ｃｍ、Ｂ1＞２．５ｋＧと
非常に優れた磁気特性を示している。磁気特性はα＝
０．０７付近で急激に変化し、０．０７＜α≦０．４５
では緩やかになり、１．０＜Ｈｃ＜１．５Ａ／ｃｍ、
１．０＜Ｂ1＜２．０ＫＧの比較的良好な範囲の磁気特
性を保っている。またα＝０．４５付近から再び磁気特
性が大きくなり始めるが、０．４５＜α≦０．７０なら
ば、１．４＜Ｈｃ＜２．５Ａ／ｃｍ、０．４＜Ｂ1＜
１．０ＫＧと、電磁ステンレス鋼としては実用可能な範
囲である。
０７では、Ｈｃ＜１．０Ａ／ｃｍ、Ｂ1＞２．５ｋＧと
非常に優れた磁気特性を示している。磁気特性はα＝
０．０７付近で急激に変化し、０．０７＜α≦０．４５
では緩やかになり、１．０＜Ｈｃ＜１．５Ａ／ｃｍ、
１．０＜Ｂ1＜２．０ＫＧの比較的良好な範囲の磁気特
性を保っている。またα＝０．４５付近から再び磁気特
性が大きくなり始めるが、０．４５＜α≦０．７０なら
ば、１．４＜Ｈｃ＜２．５Ａ／ｃｍ、０．４＜Ｂ1＜
１．０ＫＧと、電磁ステンレス鋼としては実用可能な範
囲である。
【００８６】さらに、表５及び表６並びに図６から判る
ように、被削性は磁気特性ほどのαとの明確な関係はな
いが、｜α｜≦０．０７では穿孔時間が１４〜１７秒
で、比較的良好な被削性を有し、割れ限界加工率が８０
〜８６％で、優れた冷鍛性を有する。近接したα値に対
して両特性ともばらつきが大きいが、その原因の１つと
してＳｉ、Ｍｎ及びＣｒ含有量の差が考えられる。０．
０７＜α≦０．４５では、穿孔時間が１３〜１７秒で、
比較的良好な被削性を有し、割れ限界加工率が７５〜８
５％で、比較的良好な冷鍛性を有する。０．４５＜α≦
０．７０では、割れ限界加工率が７６％以下となり、高
加工率の冷間鍛造は困難になるが、穿孔時間が１０〜１
６秒で、優れた被削性を示している。
ように、被削性は磁気特性ほどのαとの明確な関係はな
いが、｜α｜≦０．０７では穿孔時間が１４〜１７秒
で、比較的良好な被削性を有し、割れ限界加工率が８０
〜８６％で、優れた冷鍛性を有する。近接したα値に対
して両特性ともばらつきが大きいが、その原因の１つと
してＳｉ、Ｍｎ及びＣｒ含有量の差が考えられる。０．
０７＜α≦０．４５では、穿孔時間が１３〜１７秒で、
比較的良好な被削性を有し、割れ限界加工率が７５〜８
５％で、比較的良好な冷鍛性を有する。０．４５＜α≦
０．７０では、割れ限界加工率が７６％以下となり、高
加工率の冷間鍛造は困難になるが、穿孔時間が１０〜１
６秒で、優れた被削性を示している。
【００８７】Ｐｂを含有させたＮｏ．８，１０，１９，
２１，３０及び３２は、それぞれα値が近い本発明と比
較して穿孔時間が短くなっている。また、Ｂ及びＲＥＭ
の１種または２種を含有させたＮｏ．８，９〜１１，１
９〜２２，３０〜３３は、それぞれα値が近い本発明と
比較して割れ限界加工率が大きくなっている。
２１，３０及び３２は、それぞれα値が近い本発明と比
較して穿孔時間が短くなっている。また、Ｂ及びＲＥＭ
の１種または２種を含有させたＮｏ．８，９〜１１，１
９〜２２，３０〜３３は、それぞれα値が近い本発明と
比較して割れ限界加工率が大きくなっている。
【００８８】また、表５及び表６並びに図７（Ｖｃが極
めて高い高Ｃｒステンレス鋼、非常に低い低Ｃｒステン
レス鋼は除外してある。）から判るように、｜α｜≦
０．０７では、−８０＜Ｖｃ＜０（ｍＶ）で、良好な耐
食性を示している。０．０７＜α≦０．４５では、−５
０＜Ｖｃ＜７０（ｍＶ）で、更に優れた耐食性を示して
いる。０．４５＜α≦０．７０になると、Ｖｃが更に低
下するが、Ｖｃ＞−１５０ｍＶならば実用的な範囲であ
る。
めて高い高Ｃｒステンレス鋼、非常に低い低Ｃｒステン
レス鋼は除外してある。）から判るように、｜α｜≦
０．０７では、−８０＜Ｖｃ＜０（ｍＶ）で、良好な耐
食性を示している。０．０７＜α≦０．４５では、−５
０＜Ｖｃ＜７０（ｍＶ）で、更に優れた耐食性を示して
いる。０．４５＜α≦０．７０になると、Ｖｃが更に低
下するが、Ｖｃ＞−１５０ｍＶならば実用的な範囲であ
る。
【００８９】耐食性を改善する元素のＮｉ、Ｃｕ，Ｍ
ｏ、Ｎｂ及びＶを含有させたＮｏ．６，７，１０，１
１，１７，１８，２１，２２，２８，２９，３２及び３
３は、それぞれα値が近い本発明と比較してＶｃが高く
なっている。また、耐食性を改善する元素を含有させた
Ｎｏ．２７及び３８についても、これよりαが小さい本
発明例と同程度のＶｃを維持している。
ｏ、Ｎｂ及びＶを含有させたＮｏ．６，７，１０，１
１，１７，１８，２１，２２，２８，２９，３２及び３
３は、それぞれα値が近い本発明と比較してＶｃが高く
なっている。また、耐食性を改善する元素を含有させた
Ｎｏ．２７及び３８についても、これよりαが小さい本
発明例と同程度のＶｃを維持している。
【００９０】発明鋼のＮｏ．３９〜４７は、図1に示す
ように本発明の第二選択発明鋼の範囲外のものである。
発明鋼と第二選択発明鋼を比較すれば、発明鋼は、いず
れも割れ限界加工率が７２％以下であり、第二選択発明
鋼のほうがより冷鍛性に優れていることがわかる。ま
た、α値が近いものを比較して、磁気特性及び耐食性が
第二選択発明鋼のほうが優れている。またＮｏ．３９〜
４２の発明鋼と、第二選択発明鋼を比較すると、第二選
択発明鋼のほうがより被削性も優れていることがわか
る。Ｎｏ．４３及び４４の発明鋼と、第二選択発明鋼を
比較すると、被削性はそれほど変わらないが、それ以外
の特性が向上しており、Ｎｏ．４５〜４７の発明鋼と、
第二選択発明鋼を比較すると、第二選択発明鋼のほうが
磁気特性及び耐食性も向上していることがわかる。
ように本発明の第二選択発明鋼の範囲外のものである。
発明鋼と第二選択発明鋼を比較すれば、発明鋼は、いず
れも割れ限界加工率が７２％以下であり、第二選択発明
鋼のほうがより冷鍛性に優れていることがわかる。ま
た、α値が近いものを比較して、磁気特性及び耐食性が
第二選択発明鋼のほうが優れている。またＮｏ．３９〜
４２の発明鋼と、第二選択発明鋼を比較すると、第二選
択発明鋼のほうがより被削性も優れていることがわか
る。Ｎｏ．４３及び４４の発明鋼と、第二選択発明鋼を
比較すると、被削性はそれほど変わらないが、それ以外
の特性が向上しており、Ｎｏ．４５〜４７の発明鋼と、
第二選択発明鋼を比較すると、第二選択発明鋼のほうが
磁気特性及び耐食性も向上していることがわかる。
【００９１】なお、図８はＴｉＯ，ＴｉＮ，Ｔｉ４Ｃ２
Ｓ２，ＴｉＣ，ＴｉＳ及びＣｒＳの各化合物のγ−Ｆｅ
（オーステナイト相）中での溶解度積の温度依存性を表
したものである。ＺｒはＴｉと、Ｓｅ及びＴｅはＳと類
似の化学特性を有することから、（Ｔｉ，Ｚｒ）Ｏ＞
（Ｔｉ，Ｚｒ）Ｎ＞（Ｔｉ，Ｚｒ）４Ｃ２（Ｓ，Ｓｅ，
Ｔｅ）＞（Ｔｉ，Ｚｒ）Ｃ＞（Ｔｉ，Ｚｒ）（Ｓ，Ｓ
ｅ，Ｔｅ）＞Ｃｒ（Ｓ，Ｓｅ，Ｔｅ）の強さの順序で化
合物が形成されると考えられる。
Ｓ２，ＴｉＣ，ＴｉＳ及びＣｒＳの各化合物のγ−Ｆｅ
（オーステナイト相）中での溶解度積の温度依存性を表
したものである。ＺｒはＴｉと、Ｓｅ及びＴｅはＳと類
似の化学特性を有することから、（Ｔｉ，Ｚｒ）Ｏ＞
（Ｔｉ，Ｚｒ）Ｎ＞（Ｔｉ，Ｚｒ）４Ｃ２（Ｓ，Ｓｅ，
Ｔｅ）＞（Ｔｉ，Ｚｒ）Ｃ＞（Ｔｉ，Ｚｒ）（Ｓ，Ｓ
ｅ，Ｔｅ）＞Ｃｒ（Ｓ，Ｓｅ，Ｔｅ）の強さの順序で化
合物が形成されると考えられる。
【００９２】また、Ｘ線解析により、これらの化合物が
鋼中に存在することが確認されている。
鋼中に存在することが確認されている。
【００９３】以上、電磁ステンレス鋼として構成される
本発明の第二選択発明に係る快削合金材料について実施
例を示したが、これは、あくまで一例示であり、本発明
は、その趣旨を逸脱しない範囲で、当事者の知識に基づ
き、その他に変更を加えた態様で実施可能である。
本発明の第二選択発明に係る快削合金材料について実施
例を示したが、これは、あくまで一例示であり、本発明
は、その趣旨を逸脱しない範囲で、当事者の知識に基づ
き、その他に変更を加えた態様で実施可能である。
【００９４】さらに本発明は、本実施例で示したＦｅ基
合金のみではなく、その他の被削性が要求される合金に
おいても適用可能である。たとえば、Ｎｉ基合金、Ｃｏ
基合金、Ｔｉ基合金、あるいはＣｕ基合金等にも適用す
ることができ、これらの合金に適用する場合は、従来の
組成に対して、その主体となる成分の一部を（Ｔｉ、Ｚ
ｒ）、Ｃ、及び（Ｓ、Ｓｅ、Ｔｅ）により、前述した組
成範囲内にて置換含有させることによって、（Ｔｉ、Ｚ
ｒ）系化合物を合金組織中に形成させるようにすれば良
い。
合金のみではなく、その他の被削性が要求される合金に
おいても適用可能である。たとえば、Ｎｉ基合金、Ｃｏ
基合金、Ｔｉ基合金、あるいはＣｕ基合金等にも適用す
ることができ、これらの合金に適用する場合は、従来の
組成に対して、その主体となる成分の一部を（Ｔｉ、Ｚ
ｒ）、Ｃ、及び（Ｓ、Ｓｅ、Ｔｅ）により、前述した組
成範囲内にて置換含有させることによって、（Ｔｉ、Ｚ
ｒ）系化合物を合金組織中に形成させるようにすれば良
い。
【図１】電磁ステンレス鋼として構成される本発明の快
削合金材料の、ＴｉおよびＺｒの１種又は２種の含有
量、Ｃの含有量並びにＳ、Ｓｅ及びＴｅの１種又は２種
以上の含有量の組み合わせの範囲を説明する図。
削合金材料の、ＴｉおよびＺｒの１種又は２種の含有
量、Ｃの含有量並びにＳ、Ｓｅ及びＴｅの１種又は２種
以上の含有量の組み合わせの範囲を説明する図。
【図２】第一選択発明鋼Ｎｏ．２及びＮｏ．１３の光学
顕微鏡観察画像を示す図。
顕微鏡観察画像を示す図。
【図３】第一選択発明鋼Ｎｏ．２のＥＤＸの分析結果を
示す図。
示す図。
【図４】実施例１の硬さ試験の測定点を説明する図。
【図５】実施例２のＢ1及びＨｃをαに対してプロット
した図。
した図。
【図６】実施例２の穿孔時間および割れ限界加工率をα
に対してプロットした図。
に対してプロットした図。
【図７】実施例２の孔食電位をαに対してプロットした
図。
図。
【図８】ＴｉＯ、ＴｉＮ、Ｔｉ４Ｃ２Ｓ、ＴｉＣ、Ｔｉ
Ｓ及びＣｒＳの各成分のγ−Ｆｅ中での溶解度積の温度
依存性を表した図。
Ｓ及びＣｒＳの各成分のγ−Ｆｅ中での溶解度積の温度
依存性を表した図。
─────────────────────────────────────────────────────
フロントページの続き
(73)特許権者 899000035
株式会社東北テクノアーチ
宮城県仙台市青葉区荒巻字青葉468番地
(73)特許権者 801000016
財団法人日本産業技術振興協会
東京都港区虎ノ門１−19−５ 虎ノ門一
丁目森ビル５階
(72)発明者 石田 清仁
宮城県仙台市青葉区上杉３−５−20
(72)発明者 及川 勝成
宮城県柴田郡柴田町西船迫４−１−34
(72)発明者 江幡 貴司
宮城県柴田郡村田町大字村田字西ヶ丘23
東北特殊鋼株式会社内
(72)発明者 清水 哲也
愛知県名古屋市天白区高島２丁目1410番
地
(72)発明者 岡部 道生
愛知県知多市旭桃台137
(72)発明者 井ノ口 貴之
愛知県東海市加木屋町南鹿持18 大同特
殊鋼知多寮
(56)参考文献 特開 平11−1743（ＪＰ，Ａ)
特開 平９−49053（ＪＰ，Ａ)
特開 平10−195605（ＪＰ，Ａ)
特開 昭63−65055（ＪＰ，Ａ)
特開 昭63−93843（ＪＰ，Ａ)
特開 平２−163348（ＪＰ，Ａ)
特開 昭62−267455（ＪＰ，Ａ)
特開 平２−258955（ＪＰ，Ａ)
特開 昭64−8258（ＪＰ，Ａ)
特開 平３−173749（ＪＰ，Ａ)
特開 平10−8219（ＪＰ，Ａ)
特開 平７−233452（ＪＰ，Ａ)
特開 平４−318153（ＪＰ，Ａ)
特開 平２−179855（ＪＰ，Ａ)
特公 昭54−17567（ＪＰ，Ｂ１)
(58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名)
C22C 38/00 - 38/60
Claims (15)
- 【請求項１】 ＴｉとＺｒとの少なくともいずれかを金
属元素成分として含有し、その金属元素成分との結合成
分として、必須成分としてのＣを含有し、さらにＳ、Ｓ
ｅ及びＴｅから選ばれる１種又は２種以上とを含有する
（Ｔｉ、Ｚｒ）系化合物が基質金属相中に形成され、 前記（Ｔｉ、Ｚｒ）系化合物は組成式（Ｔｉ、Ｚｒ） ４
（Ｓ、Ｓｅ、Ｔｅ） ２ Ｃ ２ にて表される化合物を少なく
とも含有し、 前記基質金属相はＦｅを主成分とするＦｅ系マトリック
ス相として形成されている快削合金材料であって、 Ｎｉを含有しないか、または含有していてもその含有率
が２質量％以下とされ、９〜１７質量％のＣｒを含有
し、さらにＴｉの含有量をＷTi(質量％)、Ｚｒの含有量
をＷZr(質量％)として、ＷTi+０．５２ＷZrが０．１０
〜３．５質量％となるようにＴｉとＺｒとの少なくとも
何れかを含有し、０．０３〜１質量％のＳと、０．０１
〜０．８質量％のＳｅとの少なくとも何れかを含有し、 Ｏ：０．０３質量％以下、Ｎ：０．０５質量％以下とさ
れ、 Ｃの含有量をＷC（質量％）、Ｓの含有量をＷS（質量
％）、Ｓｅの含有量をＷSe（質量％）とするとき、 ０．３７５×（ＷS＋０．４ＷSe）＜ＷC≦１．５・・・式Ａ、 かつ、０．１２５×（ＷTi＋０．５２ＷZr）＜ＷC≦１．５・・・式Ｂ を満足するＣを含有することを特徴とする快削合金材
料。 - 【請求項２】 Ｓｉ：２質量％以下、Ｍｎ：２質量％以
下、Ｐ：０．０５質量％以下、Ｃｕ：２質量％以下、Ｃ
ｏ：２質量％以下とされる請求項１に記載の快削合金材
料。 - 【請求項３】 ０．１〜４質量％のＭｏと、０．１〜３
質量％のＷとの少なくともいずれかを含有する請求項１
又は２に記載の快削合金材料。 - 【請求項４】 ０．００５〜０．１質量％のＴｅと、
０．０１〜０．２質量％のＢｉと、０．０１〜０．３質
量％のＰｂから選ばれる１種又は２種以上を含有する請
求項１ないし３のいずれかに記載の快削合金材料。 - 【請求項５】 Ｃａ、Ｍｇ、Ｂ、ＲＥＭ（ただしＲＥＭ
は元素周期律表にて ３Ａ族として分類される金属元素の
１種または２種以上）から選ばれる一種以上を合計にて
０．０００５〜０．０１質量％含有する請求項１ないし
４のいずれかに記載の快削合金材料。 - 【請求項６】 Ｎｂ、Ｖ、Ｔａ、Ｈｆから選ばれる一種
以上を０．０１〜０．５質量％含有する請求項１ないし
５のいずれかに記載の快削合金材料。 - 【請求項７】 合金材料試験片として、縦１５ｍｍ、横
３ｍｍ、厚さ２５ｍｍの直方体形状を有し、かつ全面を
番手＃４００のエメリーペーパーを用いて研磨したもの
を用意し、硫黄成分ゲッターとしての、縦１０ｍｍ、横
５ｍｍ、厚さ０．１ｍｍの純度９９．９％以上の銀箔
と、０．５ｃｃ.の純水とを、前記試験片とともに内容
積２５０ｃｃ.の容器中に封入し、容器内の温度が８５
℃となるように昇温して２０時間保持した後、前記銀箔
中の硫黄成分含有量ＷSO（質量％）を分析したとき、前
記ＷSOの値が０．０３５質量％以下となる請求項１ない
し６のいずれかに記載の快削合金材料。 - 【請求項８】 ＴｉとＺｒとの少なくともいずれかを金
属元素成分として含有し、その金属元素成分との結合成
分として、必須成分としてのＣを含有し、さらにＳ、Ｓ
ｅ及びＴｅから選ばれる１種又は２種以上とを含有する
（Ｔｉ、Ｚｒ）系化合物が基質金属相中に形成され、 前記（Ｔｉ、Ｚｒ）系化合物は組成式（Ｔｉ、Ｚｒ） ４
（Ｓ、Ｓｅ、Ｔｅ） ２ Ｃ ２ にて表される化合物を少なく
とも含有し、 前記基質金属相はＦｅを主成分とするＦｅ系マトリック
ス相として形成されている快削合金材料であって、 Ｓｉ：０．０１〜３質量％未満、Ｍｎ：２質量％以下、
Ｃｒ：５〜２５質量％、Ａｌ：０．０１超〜５質量％、
Ｔｉ及びＺｒの１種又は２種： 下記式１のＸで表して０．０５〜０．５質量％、Ｃ：Ｘ
を下記式１で表すとき、０．１９Ｘ〜０．２６Ｘ質量％
並びにＳ、Ｓｅ及びＴｅの１種又は２種以上： Ｘを下記式１で、またＺを下記式３で表すとき、下記式
２のＹで表して（Ｚ−０．０７）Ｘ〜（Ｚ＋０．０７）
Ｘ質量％を含有し、残部はＦｅ及び不可避的不純物から
なる電磁ステンレス鋼として構成されることを特徴とす
る快削合金材料。 式； Ｔｉ％＋０．５２Ｚｒ％＝Ｘ・・・式１ Ｓ％＋０．４１Ｓｅ％＋０．２５Ｔｅ％＝Ｙ・・・式２ ３２×（Ｃ％／Ｘ−０．１２５） ２ ＝Ｚ・・・式３ - 【請求項９】 ＴｉとＺｒとの少なくともいずれかを金
属元素成分として含有し、その金属元素成分との結合成
分として、必須成分としてのＣを含有し、さらにＳ、Ｓ
ｅ及びＴｅから選ばれる１種又は２種以上とを含有する
（Ｔｉ、Ｚｒ）系化合物が基質金属相中に形成され、 前記（Ｔｉ、Ｚｒ）系化合物は組成式（Ｔｉ、Ｚｒ） ４
（Ｓ、Ｓｅ、Ｔｅ） ２ Ｃ ２ にて表される化合物を少なく
とも含有し、 前記基質金属相はＦｅを主成分とするＦｅ系マトリック
ス相として形成されている快削合金材料であって、 Ｓｉ：０．０１〜３質量％未満、Ｍｎ：２質量％以下、
Ｃｒ：５〜２５質量％、Ａｌ：０．０１超〜５質量％、
Ｔｉ及びＺｒの１種又は２種： 下記式１のＸで表して０．０５〜０．５質量％、Ｃ：Ｘ
を下記式１で表すとき、０．１９Ｘ〜０．２６Ｘ質量％
並びにＳ、Ｓｅ及びＴｅの１種又は２種以上： Ｘを下記式１で、またＺを下記式３で表すとき、下記式
２のＹで表して（Ｚ−０．０７）Ｘ〜（Ｚ＋０．０７）
Ｘ質量％を含有し、またＮｉ：２質量％以下、Ｃｕ：２
質量％以下、Ｍｏ：２質量％以下、Ｎｂ：１質量％以下
及びＶ：１質量％以下の１種又は２種以上を含有し、残
部はＦｅ及び不可避的不純物からなる電磁ステンレス鋼
として構成されることを特徴とする快削合金材料。 式； Ｔｉ％＋０．５２Ｚｒ％＝Ｘ・・・式１ Ｓ％＋０．４１Ｓｅ％＋０．２５Ｔｅ％＝Ｙ・・・式２ ３２×（Ｃ％／Ｘ−０．１２５） ２ ＝Ｚ・・・式３ - 【請求項１０】 ＴｉとＺｒとの少なくともいずれかを
金属元素成分として含有し、その金属元素成分との結合
成分として、必須成分としてのＣを含有し、さらにＳ、
Ｓｅ及びＴｅから選ばれる１種又は２種以上とを含有す
る（Ｔｉ、Ｚｒ）系化合物が基質金属相中に形成され、 前記（Ｔｉ、Ｚｒ）系化合物は組成式（Ｔｉ、Ｚｒ） ４
（Ｓ、Ｓｅ、Ｔｅ） ２ Ｃ ２ にて表される化合物を少なく
とも含有し、 前記基質金属相はＦｅを主成分とするＦｅ系マトリック
ス相として形成されている快削合金材料であって、 Ｓｉ：０．０１〜３質量％未満、Ｍｎ：２質量％以下、
Ｃｒ：５〜２５質量％、Ａｌ：０．０１超〜５質量％、
Ｔｉ及びＺｒの１種又は２種： 下記式１のＸで表して０．０５〜０．５質量％、Ｃ：Ｘ
を下記式１で表すとき、０．１９Ｘ〜０．２６Ｘ質量％
並びにＳ、Ｓｅ及びＴｅの１種又は２種以上： Ｘを下記式１で、またＺを下記式３で表すとき、下記式
２のＹで表して（Ｚ−０．０７）Ｘ〜（Ｚ＋０．０７）
Ｘ質量％を含有し、さらにＰｂ：０．１５質量％以下、
Ｂ：０．０１質量％以下及びＲＥＭ：０．１質量％以下
の１種又は２種以上を含有し、残部はＦｅ及び不可避的
不純物からなる電磁ステンレス鋼として構成されること
を特徴とする快削合金材料。 式； Ｔｉ％＋０．５２Ｚｒ％＝Ｘ・・・式１ Ｓ％＋０．４１Ｓｅ％＋０．２５Ｔｅ％＝Ｙ・・・式２ ３２×（Ｃ％／Ｘ−０．１２５） ２ ＝Ｚ・・・式３ - 【請求項１１】 ＴｉとＺｒとの少なくともいずれかを
金属元素成分として含有し、その金属元素成分との結合
成分として、必須成分としてのＣを含有し、さらにＳ、
Ｓｅ及びＴｅから選ばれる１種又は２種以上とを含有す
る（Ｔｉ、Ｚｒ）系化合物が基質金属相中に形成され、 前記（Ｔｉ、Ｚｒ）系化合物は組成式（Ｔｉ、Ｚｒ） ４
（Ｓ、Ｓｅ、Ｔｅ） ２ Ｃ ２ にて表される化合物を少なく
とも含有し、 前記基質金属相はＦｅを主成分とするＦｅ系マトリック
ス相として形成されている快削合金材料であって、 Ｓｉ：０．０１〜３質量％未満、Ｍｎ：２質量％以下、
Ｃｒ：５〜２５質量％、Ａｌ：０．０１超〜５質量％、
Ｔｉ及びＺｒの１種又は２種： 下記式１のＸで表して０．０５〜０．５質量％、Ｃ：Ｘ
を下記式１で表すとき、０．１９Ｘ〜０．２６Ｘ質量％
並びにＳ、Ｓｅ及びＴｅの１種又は２種以上： Ｘを下記式１で、またＺを下記式３で表すとき、下記式
２のＹで表して（Ｚ−０．０７）Ｘ〜（Ｚ＋０．０７）
Ｘ質量％を含有し、さらにＮｉ：２質量％以下、Ｃｕ：
２質量％以下、Ｍｏ：２質量％以下、Ｎｂ：１質量％以
下及びＶ：１質量％以下の１種又は２種以上を含有し、
またＰｂ：０．１５質量％以下、Ｂ：０．０１質量％以
下及びＲＥＭ：０．１質量％以下の１種又は２種以上を
含有し、残部はＦｅ及び不可避的不純物からなる電磁ス
テンレス鋼として構成されることを特徴とする快削合金
材料。 式； Ｔｉ％＋０．５２Ｚｒ％＝Ｘ・・・式１ Ｓ％＋０．４１Ｓｅ％＋０．２５Ｔｅ％＝Ｙ・・・式２ ３２×（Ｃ％／Ｘ−０．１２５） ２ ＝Ｚ・・・式３ - 【請求項１２】 ＴｉとＺｒとの少なくともいずれかを
金属元素成分として含有し、その金属元素成分との結合
成分として、必須成分としてのＣを含有し、さらにＳ、
Ｓｅ及びＴｅから選ばれる１種又は２種以上とを含有す
る（Ｔｉ、Ｚｒ）系化合物が基質金属相中に形成され、 前記（Ｔｉ、Ｚｒ）系化合物は組成式（Ｔｉ、Ｚｒ） ４
（Ｓ、Ｓｅ、Ｔｅ） ２ Ｃ ２ にて表される化合物を少なく
とも含有し、 前記基質金属相はＦｅを主成分とするＦｅ系マトリック
ス相として形成されている快削合金材料であって、 Ｓｉ：０．０１〜３質量％未満、Ｍｎ：２質量％以下、
Ｃｒ：５〜２５質量％、Ａｌ：０．０１超〜５質量％、
Ｔｉ及びＺｒの１種又は２種： 下記式１のＸで表して０．０５〜０．５質量％、Ｃ：Ｘ
を下記式１で表すとき、０．０２Ｘ〜０．２６Ｘ質量％
並びにＳ、Ｓｅ及びＴｅの１種又は２種以上： Ｘを下記式１で、またＺを下記式３で表すとき、下記式
２のＹで表して（Ｚ＋０．０７）Ｘ超〜（Ｚ＋０．４
５）Ｘ質量％を含有し、残部はＦｅ及び不可避的不純物
からなる電磁ステンレス鋼として構成されることを特徴
とする快削合金材料。 式； Ｔｉ％＋０．５２Ｚｒ％＝Ｘ・・・式１ Ｓ％＋０．４１Ｓｅ％＋０．２５Ｔｅ％＝Ｙ・・・式２ ３２×（Ｃ％／Ｘ−０．１２５） ２ ＝Ｚ・・・式３ - 【請求項１３】 ＴｉとＺｒとの少なくともいずれかを
金属元素成分として含有し、その金属元素成分との結合
成分として、必須成分としてのＣを含有し、さらにＳ、
Ｓｅ及びＴｅから選ばれる１種又は２種以上とを含有す
る（Ｔｉ、Ｚｒ）系化合物が基質金属相中に形成され、 前記（Ｔｉ、Ｚｒ）系化合物は組成式（Ｔｉ、Ｚｒ） ４
（Ｓ、Ｓｅ、Ｔｅ） ２ Ｃ ２ にて表される化合物を少なく
とも含有し、 前記基質金属相はＦｅを主成分とするＦｅ系マトリック
ス相として形成されている快削合金材料であって、 Ｓｉ：０．０１〜３質量％、Ｍｎ：２質量％以下、Ｃ
ｒ：５〜２５質量％、Ａｌ：０．０１超〜５質量％、Ｔ
ｉ及びＺｒの１種又は２種： 下記式１のＸで表して０．０５〜０．５質量％、Ｃ：Ｘ
を下記式１で表すとき、０．０２Ｘ〜０．２６Ｘ質量％
並びにＳ、Ｓｅ及びＴｅの１種又は２種以上： Ｘを下記式１で、またＺを下記式３で表すとき、下記式
２のＹで表して（Ｚ＋０．０７）Ｘ超〜（Ｚ＋０．４
５）Ｘ質量％を含有し、さらにＮｉ：２質量％以下、Ｃ
ｕ：２質量％以下、Ｍｏ：２質量％以下、Ｎｂ：１質量
％以下及びＶ：１質量％以下の１種又は２種以上を含有
し、残部はＦｅ及び不可避的不純物からなる電磁ステン
レス鋼として構成されることを特徴とする快削合金材
料。 式； Ｔｉ％＋０．５２Ｚｒ％＝Ｘ・・・式１ Ｓ％＋０．４１Ｓｅ％＋０．２５Ｔｅ％＝Ｙ・・・式２ ３２×（Ｃ％／Ｘ−０．１２５） ２ ＝Ｚ・・・式３ - 【請求項１４】 ＴｉとＺｒとの少なくともいずれかを
金属元素成分として含有し、その金属元素成分との結合
成分として、必須成分としてのＣを含有し、さらにＳ、
Ｓｅ及びＴｅから選ばれる１種又は２種以上とを含有す
る（Ｔｉ、Ｚｒ）系化合物が基質金属相中に形成され、 前記（Ｔｉ、Ｚｒ）系化合物は組成式（Ｔｉ、Ｚｒ） ４
（Ｓ、Ｓｅ、Ｔｅ） ２ Ｃ ２ にて表される化合物を少なく
とも含有し、 前記基質金属相はＦｅを主成分とするＦｅ系マトリック
ス相として形成されている快削合金材料であって、 Ｓｉ：０．０１〜３質量％未満、Ｍｎ：２質量％以下、
Ｃｒ：５〜２５質量％、Ａｌ：０．０１超〜５質量％、
Ｔｉ及びＺｒの１種又は２種： 下記式１のＸで表して０．０５〜０．５質量％、Ｃ：Ｘ
を下記式１で表すとき、０．０２Ｘ〜０．２６Ｘ質量％
並びにＳ、Ｓｅ及びＴｅの１種又は２種以上： Ｘを下記式１で、またＺを下記式３で表すとき、下記式
２のＹで表して（Ｚ−０．０７）Ｘ超〜（Ｚ＋０．４
５）Ｘ質量％を含有し、さらにＰｂ：０．１５質量％以
下、Ｂ：０．０１質量％以下及びＲＥＭ：０．１質量％
以下の１種又は２種以上を含有し、残部はＦｅ及び不可
避的不純物からなる電磁ステンレス鋼として構成される
ことを特徴とする快削合金材料。 式； Ｔｉ％＋０．５２Ｚｒ％＝Ｘ・・・式１ Ｓ％＋０．４１Ｓｅ％＋０．２５Ｔｅ％＝Ｙ・・・式２ ３２×（Ｃ％／Ｘ−０．１２５） ２ ＝Ｚ・・・式３ - 【請求項１５】 ＴｉとＺｒとの少なくともいずれかを
金属元素成分として含有し、その金属元素成分との結合
成分として、必須成分としてのＣを含有し、さらにＳ、
Ｓｅ及びＴｅから選ばれる１種又は２種以上とを含有す
る（Ｔｉ、Ｚｒ）系化合物が基質金属相中に形成され、 前記（Ｔｉ、Ｚｒ）系化合物は組成式（Ｔｉ、Ｚｒ） ４
（Ｓ、Ｓｅ、Ｔｅ） ２ Ｃ ２ にて表される化合物を少なく
とも含有し、 前記基質金属相はＦｅを主成分とするＦｅ系マトリック
ス相として形成されている快削合金材料であって、 Ｓｉ：０．０１〜３質量％未満、Ｍｎ：２質量％以下、
Ｃｒ：５〜２５質量％、Ａｌ：０．０１超〜５質量％、
Ｔｉ及びＺｒの１種又は２種： 下記式１のＸで表して０．０５〜０．５質量％、Ｃ：Ｘ
を下記式１で表すとき、０．０２Ｘ〜０．２６Ｘ質量％
並びにＳ、Ｓｅ及びＴｅの１種又は２種以上： Ｘを下記式１で、またＺを下記式３で表すとき、下記式
２のＹで表して（Ｚ＋０．０７）Ｘ超〜（Ｚ＋０．４
５）Ｘ質量％を含有し、さらにＮｉ：２質量％以 下、Ｃ
ｕ：２質量％以下、Ｍｏ：２質量％以下、Ｎｂ：１質量
％以下及びＶ：１質量％以下の１種又は２種以上を含有
し、またＰｂ：０．１５質量％以下、Ｂ：０．０１質量
％以下及びＲＥＭ：０．１質量％以下の１種又は２種以
上を含有し、残部はＦｅ及び不可避的不純物からなる電
磁ステンレス鋼として構成されることを特徴とする快削
合金材料。 式； Ｔｉ％＋０．５２Ｚｒ％＝Ｘ・・・式１ Ｓ％＋０．４１Ｓｅ％＋０．２５Ｔｅ％＝Ｙ・・・式２ ３２×（Ｃ％／Ｘ−０．１２５） ２ ＝Ｚ・・・式３
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