JP5061465B2

JP5061465B2 - 高強度快削性Ｆｅ−Ｎｉ系合金およびその製造方法

Info

Publication number: JP5061465B2
Application number: JP2006019125A
Authority: JP
Inventors: 孝一宇野
Original assignee: Daido Steel Co Ltd
Current assignee: Daido Steel Co Ltd
Priority date: 2006-01-27
Filing date: 2006-01-27
Publication date: 2012-10-31
Anticipated expiration: 2026-01-27
Also published as: JP2007197793A

Description

本発明は、高い強度および優れた切削性を併有する高強度快削性Ｆｅ−Ｎｉ系合金およびその製造方法に関する。

耐食性および耐磨耗性を求められる各種の機械部品の素材として、例えば、Ａｌ、Ｔｉ、および、Ｎｂが時効処理時にＮｉと結合して、ＮｉＡｌ、ＮｉＴｉ、ＮｉＮｂ、Ｎｉ−Ａｌ−Ｔｉ、あるいはＮｉ−Ｔｉ−Ｎｂなどの金属間化合物を析出することで、硬度および高温域での強度向上を図った析出硬化型Ｆｅ−Ｎｉ系合金が提案されている（例えば、特許文献１参照）。
上記Ｆｅ−Ｎｉ系合金は、Ｃ：０．２０ｗｔ％以下、Ｓｉ：１．０ｗｔ％以下、Ｍｎ：１．０ｗｔ％以下、Ｃｕ：３．０ｗｔ％以下、Ｎｉ：３０〜４５ｗｔ％、Ｃｒ：２５〜３５ｗｔ％、Ｂ：０．００１〜０．０１０ｗｔ％、Ｍｇ：０．００１〜０．０３０ｗｔ％、Ａｌ：１．０〜５．０ｗｔ％、Ｔｉ：０．１０〜３．００ｗｔ％または／およびＺｒ：０．００５〜０．１０ｗｔ％、ならびに、残部実質的にＦｅと不可避的不純物からなり、時効硬化処理により高硬度を発揮する。

特開平２−２７０９３９号公報（第１〜５頁）

しかしながら、前記特許文献１のような析出硬化型Ｆｅ−Ｎｉ系合金では、溶製時において、Ａｌ、Ｔｉ、およびＮｂがＮと結合して、ＡｌＮやＴｉＮなどの窒化物を析出し易い。このため、係るＦｅ−Ｎｉ系合金を複雑な形状に切削加工することが求められる機械部品に適用した場合には、上記窒化物がバイトなどの切削工具を過度に磨耗させるおそれがある。その結果、係る機械部品の生産性を低下させてしまう、という問題があった。

本発明は、背景技術で説明した問題点を解決し、複雑な形状に切削加工しても切削工具を過度に磨耗させない優れた快削性および高い強度を併有する高強度快削性Ｆｅ−Ｎｉ系合金および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および発明の効果

本発明は、前記課題を解決するため、発明者による鋭意研究および調査の結果、Ｆｅ−Ｎｉ系合金において、Ａｌ、Ｔｉ、およびＮｂの含有量を適正化すると共に、Ｎの含有量を可及的に抑制する、ことに着想して成されたものである。
即ち、本発明の高強度快削性Ｆｅ−Ｎｉ系合金（請求項１）は、Ｆｅ：３５〜６０ｗｔ％、Ａｌ：０．２〜３．０ｗｔ％、Ｔｉ：０．５〜３．０ｗｔ％、Ｎｂ：０．５〜３．０ｗｔ％、および、Ｎ：１５ｐｐｍ以下、を含み、残部がＮｉおよび不可避的不純物からなる、ことを特徴とする。

これによれば、前記Ａｌ、Ｔｉ、およびＮｂが溶製時や時効処理などの熱処理時にＮｉと結合して、ＮｉＡｌ、ＮｉＴｉ、ＮｉＮｂなどの金属間化合物を析出するため、強度や耐磨耗性などを高めると共に、Ｎの含有量を制限して、Ａｌ、Ｔｉ、およびＮｂの窒化物の析出を抑制可能としたため、切削加工時における切削工具の過度な磨耗を防ぐことができる。従って、複雑な形状の機械部品に適用しても、高い強度および優れた切削加工性を発揮できるため、各種センサ用の精密部品や制御機器用部品などの生産性の向上に寄与することが可能である。

ここで、前記Ｆｅ−Ｎｉ系合金における各元素の添加量の理由を説明する。
Ｆｅ：３５〜６０ｗｔ％；Ｆｅは、Ｎｉと共に、低熱膨張であるＦｅ−Ｎｉ系合金のベースとなる基本的な元素であり、３５ｗｔ％未満および６０ｗｔ％超になると、本２元系合金のバランスを欠くことになるため、係る範囲を除いたものである。尚、Ｎｉの含有量は、３５〜５０ｗｔ％である。
Ａｌ：０．２〜３．０ｗｔ％；Ａｌは、溶製時などにＴｉＡｌなどの金属間化合物を析出して強度を高めるために添加するが、０．２ｗｔ％未満では係る効果が得られず、一方、３．０ｗｔ％を越えると、ＡｌＮ（窒化物）を生成して、快削性を低下させるため、上記範囲とした。
Ｔｉ：０．５〜３．０ｗｔ％；Ｔｉは、溶製時などにＴｉＡｌやＮｉＴｉなどの金属間化合物を析出して強度を高めるために添加するが、０．５ｗｔ％未満では係る効果が得られず、一方、３．０ｗｔ％を越えると、ＴｉＮ（窒化物）を生成して、快削性を低下させるため、上記範囲とした。
Ｎｂ：０．５〜３．０ｗｔ％；Ｎｂは、溶製時などにＮｉ−Ｔｉ−Ｎｂなどの金属間化合物を析出して強度を高めるために添加するが、０．５ｗｔ％未満では係る効果が得られず、一方、３．０ｗｔ％を越えると、ＮｂＮ（窒化物）を生成して、快削性を低下させるため、上記範囲とした。
Ｎ：１５ｐｐｍ以下；Ｎは、溶製時などにＡｌ、Ｔｉ、Ｎｂと結合して、ＡｌＮ、ＴｉＮ、およびＮｂＮの何れかの窒化物を生成して、快削性を低下させるため、係る特性が発生しにくく且つ実用的な上限の１５ｐｐｍ以下とした。

また、本発明には、前記Ｎの含有量は、０．７〜１３ｐｐｍである、高強度快削性Ｆｅ−Ｎｉ系合金（請求項２）も含まれる。
これによれば、Ｎが、Ａｌ、Ｔｉ、またはＮｂと結合して、ＡｌＮ、ＴｉＮ、およびＮｂＮの何れかの窒化物を生成しにくくなり、快削性を向上させることが一層確実となる。尚、Ｎの含有量が１３ｐｐｍを越えると、快削性が低下し初め、一方、０．７ｐｐｍ未満にすることは、実用的ではないため、上記範囲としたものである。

更に、本発明には、前記Ｆｅ−Ｎｉ系合金は、長軸が１０μｍ以上のＴｉＮ、ＡｌＮ、およびＮｂＮ（窒化物）を含まない合金組織を有する、高強度快削性Ｆｅ−Ｎｉ系合金（請求項３）も含まれる。上記長軸とは、異形形状を呈するＴｉＮなどの上記窒化物において、最も直線寸法が大きくなる部位での距離（長さ）を指す。
これによれば、前記のようにＮの含有量を抑制し、析出するＴｉＮ、ＡｌＮ、およびＮｂＮ（窒化物）における長軸の長さが１０μｍ未満の微小な窒化物のみとなり、且つその分布密度も低下するので、切削加工時における切削工具の磨耗を確実に低減することが可能となる。

一方、本発明による高強度快削性Ｆｅ−Ｎｉ系合金の製造方法（請求項４）は、前記高強度快削性Ｆｅ−Ｎｉ系合金（請求項１〜３）の製造方法であって、１０ｐｐｍ以下のＮを含む３５〜６０ｗｔ％の電解鉄、５０ｐｐｍ以下のＮを含む１〜５ｗｔ％のＮｉ−Ｎｂ合金、１０ｐｐｍ以下のＮを含む０．５〜３．０ｗｔ％のスポンジＴｉ、１０ｐｐｍ以下のＮを含む０．５〜３．０ｗｔ％のＡｌ材、および、残部が５ｐｐｍ以下のＮを含むＮｉ新塊からなる原料を配合した後、係る原料を真空誘導溶解および真空アーク溶解する、ことを特徴とする。
これによれば、Ｎの含有量を１５ｐｐｍ以下、望ましくは１３ｐｐｍ以下、より望ましくは１１ｐｐｍ以下に抑制していると共に、高強度で且つ快削性に優れた前記Ｆｅ−Ｎｉ系合金を、実用的なプロセスで製造することが可能となる。

尚、上記電解鉄は、電気分解により不純物を極度に減らした高純度の鉄で、Ｎが５ｐｐｍ以下のものを流通段階で容易に入手できる。また、上記スポンジＴｉも純度が高く、Ｎを４ｐｐｍ以下としたものを容易に入手することが可能である。更に、Ｎｂは、Ｎｉ−Ｎｂ合金の形態で添加することにより、比較的安価で入手でき、経済性を確保することが容易となる。加えて、Ａｌ材は、Ａｌ新塊またはＡｌ再生塊（地金）であり、係るＡｌ材とＮｉの新塊は、それぞれ純度が９９．９％以上のものであって、一般の流通段階で容易に入手できる。

以下において、本発明を実施するための最良の形態について説明する。
先ず、１０ｐｐｍ以下のＮを含む３５〜６８ｗｔ％の電解鉄、５０ｐｐｍ以下のＮを含む１〜５ｗｔ％のＮｉ−Ｎｂ合金、１０ｐｐｍ以下のＮを含む０．５〜３．０ｗｔ％のスポンジＴｉ、１０ｐｐｍ以下のＮを含む０．５〜３．０ｗｔ％のＡｌ材（新塊）、および、残部が５ｐｐｍ以下のＮを含むＮｉ新塊を配合して原料を得た。
上記原料を、真空誘導（ＶＩ）炉で真空誘導溶解（１次溶解）した後、真空アーク溶解（ＶＡＲ）炉で真空アーク溶解（２次溶解）して溶製した。

次に、前記原料が溶解した溶湯を、真空中または不活性雰囲気中で鋳型に鋳造して、Ｆｅ−Ｎｉ系合金のインゴットを得た。係るインゴットを約１０００〜１２００℃に加熱し、直ちに熱間で分塊圧延を、図示しない一対の平ロール間および一対のカリバー（溝付き）ロール間に、複数回のパスで強制的に通過させることにより行った。この結果、前記組成を有し且つＮの含有量が１５ｐｐｍ以下のＦｅ−Ｎｉ系合金からなり、直径が約５〜２５ｍｍである線材を得た。
更に、上記線材を約１０００℃×６０分加熱・保持して固溶化熱処理し、断面円形のテーパ孔を有する図示しないダイスに通すことで、表層の黒皮を皮剥きしつつ縮径した後、上記同様のダイス間に通す伸線加工および焼鈍を複数回繰り返して施すことにより、直径が約８ｍｍの線材を得た。

前記線材を軸方向において約１０ｍｍごとに切断し、複数個の円柱体を得た。係る円柱体の両端面を研磨した後、円柱形の周面のうち、軸方向における約半分の周面を、バイト（切削工具）によって、当初の太径部との間にテーパ面を形成しつつ深さで約２ｍｍ切除する切削加工を行った後、大径側の端面の周縁を軸方向および径方向で各々１ｍｍずつ切除するような面取りを切削加工によって行った。
上記切削加工を、例えば、３０００個以上の上記円柱体に対して、同じバイトで且つ同じ条件で連続的に行ったが、係るバイトの刃先は、殆ど磨耗していなかった。これは、Ｎの含有量が１５ｐｐｍ以下の低いＦｅ−Ｎｉ系合金のインゴットを用いたため、係るＮが、Ａｌ、Ｔｉ、Ｎｂと結合して、長軸が１μｍ以上のＡｌＮ、ＴｉＮ、およびＮｂＮのような比較的大きな窒化物を生成しにくくなっいた結果、快削性を向上させることができたもの、と推定される。

ここで、本発明の具体的な実施例について、比較例と共に説明する。
１０ｐｐｍ以下のＮを含む３７〜５８ｗｔ％の電解鉄、５０ｐｐｍ以下のＮを含む１〜５ｗｔ％のＮｉ−Ｎｂ合金、１０ｐｐｍ以下のＮを含む０．５〜３．０ｗｔ％のスポンジＴｉ、１０ｐｐｍ以下のＮを含む０．５〜３．０ｗｔ％のＡｌ新塊、および、残部が５ｐｐｍ以下のＮを含むＮｉ新塊を配合して、実施例用の１５種類の原料を得た。
一方、４１〜５８ｗｔ％の鉄スクラップ、１〜５ｗｔ％のＮｉ−Ｎｂ合金、０．５〜３．５ｗｔ％のＴｉスクラップ、０．５〜３．０ｗｔ％のＡｌスクラップ、および、残部Ｎｉを配合して、比較例用の１０種類の原料を得た。
上記原料ごとに、同じ条件で真空誘導炉で真空誘導溶解し、更に真空アーク溶解炉で真空アーク溶解した後、各溶湯ごとに真空中で鋳型に鋳造して、２５種類のＦｅ−Ｎｉ系合金のインゴットを得た。

これらのインゴットを約１２００℃に加熱し、直ちに熱間で分塊圧延を、一対の平ロール間および一対の溝付きロール間に、３０回のパスで強制的に通過させることで行った。この結果、前記組成で且つＮの含有量が７〜３３ｐｐｍの範囲にあるＦｅ−Ｎｉ系合金からなり、直径が１０ｍｍの２５種類の線材を得た。
次に、上記各線材を約１０００℃×６０分で加熱・保持して固溶化熱処理し、最少内径８ｍｍのテーパ孔を有するダイスに通して皮剥きしつつ縮径した後、同様のダイス間に通す伸線加工および焼鈍を２，３回繰り返して施すことで、表１に示すように、実施例１〜１５および比較例１〜１０の直径８ｍｍの線材を得た。

各例の線材を軸方向で１０ｍｍごとの長さに切断して、５０００個ずつの円柱体を得た。各例ごとの円柱体の両端面を研磨した後、それぞれ無作為に抽出した１０個ずつの円柱体の端面を、ＳＥＭ顕微鏡で観察し、最長の長軸が１０μｍ以上のＴｉＮ、ＡｌＮ、ＮｂＮ（窒化物）の何れかの有無を調査した。
そして、１個でも長軸が１０μｍ以上の上記窒化物の何れかがある例のものを「あり」とし、１０個の全てで何れの窒化物も長軸が１０μｍ未満であった例のものを、「なし」として表１に示した。

表１に示すように、実施例１〜１５のＦｅ−Ｎｉ系合金からなる円柱体は、前記配合原料のＮ含有量を低く抑制していたため、それらの合金組織には、長軸が１０μｍ以上のＴｉＮ、ＡｌＮ、ＮｂＮの何れも見当たらなかった。一方、比較例１〜１０の全てが「あり」であった。
また、複数の実施例と比較例とについて、それぞれのＮ含有量と窒化物の最長軸との関係を図１のグラフに示した。尚、図１中の破線は、実施例と比較例との境界を示している。
上記結果は、比較例１〜１０では、前記各スクラップを原料とし、しかも、比較例１〜３は、３．５ｗｔ％のＡｌ、Ｔｉ、またはＮｂを含んでいたため、長軸が１０μｍ以上の何れかの上記窒化物が生成された、ものと推定される。

更に、実施例１〜１５および比較例１〜１０ごとの各５０００個の前記円柱体について、各円柱体の周面を深さ１．５ｍｍ切除する切削加工を、各例ごとに同じバイトで且つ同じ条件により連続して行った。
そして、５０００個全ての円柱体を１本のバイトで切削できた例を◎、３０００を越えるまでバイトの刃先が磨耗に耐えた例を○、１０００個未満でバイトの刃先が磨耗してしまった例を×として、表１中に示した。
表１に示すように、実施例１〜１５は、何れも○または◎となり、特に、Ｎの含有量が１０ｐｐｍ以下の実施例１，２，６，９，１２は、全て◎であった。一方、比較例１〜１０は、全て×となった。

係る結果は、実施例１〜１５は、前記原料から製造したＮ含有量を１５ｐｐｍ以下とした前記Ｆｅ−Ｎｉ系合金を用いて、溶製、分塊圧延、伸線および切断工程などを施した円柱体を、切削加工したので、３０００個以上の円柱体を切削しても、各バイトに磨耗を生じなかった。
これに対し、比較例１〜１０は、前記原料から製造したＮの含有量が１７ｐｐｍ以上のＦｅ−Ｎｉ系合金を用いたため、１０００個に達するまでの間にバイトの刃先が磨耗した。特に、Ａｌ、Ｔｉ、またはＮｂを３．５ｗｔ％含み且つＮを３０ｐｐｍ以上含む比較例１〜３では、６００個までを切削する間に、各バイトの刃先が磨耗していた。

加えて、実施例１〜１５の前記線材から、所定形状および寸法の試験片を個別に切り出して、引張強度と硬度とを測定した。
その結果、実施例１〜１５は、６８０Ｎ／ｍｍ^２以上の引張強度と、２５０ＨＶ以上の硬度とを、全て併有していた。係る結果によって、実施例１〜１５のＦｅ−Ｎｉ系合金は、一定以上の高い強度を有していることも判明した。
以上のような実施例１〜１５によって、本発明の効果が裏付けられた。

実施例および比較例のＮ含有量と窒化物の長軸との関係を示すグラフ。

Claims

Ｆｅ：３５〜６０ｗｔ％、
Ａｌ：０．２〜３．０ｗｔ％、
Ｔｉ：０．５〜３．０ｗｔ％、
Ｎｂ：０．５〜３．０ｗｔ％、および、
Ｎ：１５ｐｐｍ以下、を含み、
残部がＮｉおよび不可避的不純物からなる、
ことを特徴とする高強度快削性Ｆｅ−Ｎｉ系合金。
前記Ｎの含有量は、０．７〜１３ｐｐｍである、
ことを特徴とする請求項１に記載の高強度快削性Ｆｅ−Ｎｉ系合金。
前記Ｆｅ−Ｎｉ系合金は、長軸が１０μｍ以上のＴｉＮ、ＡｌＮ、およびＮｂＮを含まない合金組織を有する、
ことを特徴とする請求項１または２に記載の高強度快削性Ｆｅ−Ｎｉ系合金。
請求項１乃至３の何れか一項に記載の高強度快削性Ｆｅ−Ｎｉ系合金の製造方法であって、
１０ｐｐｍ以下のＮを含む３５〜６０ｗｔ％の電解鉄、
５０ｐｐｍ以下のＮを含む１〜５ｗｔ％のＮｉ−Ｎｂ合金、
１０ｐｐｍ以下のＮを含む０．５〜３．０ｗｔ％のスポンジＴｉ、
１０ｐｐｍ以下のＮを含む０．５〜３．０ｗｔ％のＡｌ材、
および、残部が５ｐｐｍ以下のＮを含むＮｉ新塊からなる原料を配合した後、かかる原料を真空誘導溶解および真空アーク溶解する、
ことを特徴とする高強度快削性Ｆｅ−Ｎｉ系合金の製造方法。