(57)【要約】　　　（修正有）【課題】機能材料としての様々な特性が要求される機器ないし部品の素材として使用される合金であり、かつ、被削性に優れた快削合金材料を提供する。【解決手段】２〜８２質量％のＮｉを含有し、残部が主にＦｅとＣｒとの少なくともいずれかからなる合金において、０．００２〜０．４質量％のＣを含有し、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との少なくともいずれかを含有し、０．０１〜１．５質量％のＳと、０．０１〜４．５質量％のＳｅと、０．００５〜６質量％以下のＴｅから選ばれる１種又は２種以上を含有する。【選択図】　　　図２
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
２〜８２質量％のＮｉを含有し、残部が主にＦｅとＣｒとの少なくともいずれかからなる合金において、
０．００２〜０．４質量％のＣを含有し、
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との少なくともいずれかを含有し、
０．０１〜１．５質量％のＳと、０．０１〜４．５質量％のＳｅと、０．００５〜６質量％以下のＴｅから選ばれる１種又は２種以上を含有し、
さらに、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、その金属成分との結合成分として、必須成分としてのＣと、さらにＳとＳｅあるいはＴｅから選ばれる１種又は２種以上を少なくとも含有する（Ｔｉ、Ｚｒ）系化合物が組織中に形成されていることを特徴とする快削合金材料。
【請求項２】
前記（Ｔｉ、Ｚｒ）系化合物は、組成式（Ｔｉ、Ｚｒ）４（Ｓ、Ｓｅ、Ｔｅ）２Ｃ２にて表される化合物を少なくとも含有する請求項１に記載の快削合金材料。
【請求項３】
２〜５０質量％のＮｉと、１２〜５０質量％のＣｒと、５〜８６．９５質量％のＦｅと、及び０．０１〜０．４質量％のＣとを含有し、さらに、
０．０１〜１質量％のＳと、０．０１〜０．８質量％のＳｅとの少なくともいずれかを含有するオーステナイト含有ステンレス鋼として構成される請求項１又は２に記載の快削合金材料。
【請求項４】
前記オーステナイト含有ステンレス鋼は、Ｆｅを主成分として、オーステナイト相を主体に構成されている請求項３に記載の快削合金材料。
【請求項５】
Ｓｉ：４質量％以下、Ｍｎ：４質量％以下、Ｐ：０．０５質量％以下、Ｏ：０．０３質量％以下、Ｎ：０．０５質量％以下とされる請求項３又は４に記載の快削合金材料。
【請求項６】
４質量％以下のＣｕと、４質量％以下のＣｏの少なくともいずれかを含有する請求項３ないし５のいずれかに記載の快削合金材料。
【請求項７】
０．１〜１０質量％のＭｏと、０．１〜１０質量％のＷとの少なくともいずれかを含有する請求項３ないし６のいずれかに記載の快削合金材料。
【請求項８】
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３ないし７のいずれかに記載の快削合金材料。
【請求項９】
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％含有する請求項３ないし８のいずれかに記載の快削合金材料。
【請求項１０】
Ｎｂ、Ｖ、Ｔａ、Ｈｆから選ばれる１種以上を０．０１〜０．５質量％含有する請求項３ないし９のいずれかに記載の快削合金材料。
【請求項１１】
合金材料試験片として、縦１５ｍｍ、横２５ｍｍ、厚さ３ｍｍ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３ないし１０に記載の快削合金材料。
【請求項１２】
２０〜８２質量％のＮｉを含有するとともに、
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％）、及びＴｅの含有量をＷＴｅとし、
Ｘ（質量％）＝ＷＴｉ＋０．５２ＷＺｒ
Ｙ（質量％）＝ＷＳ＋０．４１ＷＳｅ＋０．２５ＷＴｅとして、
０．０５≦Ｘ≦３を満たすＴｉ及びＺｒのうち少なくともいずれかを含有し、
０．０１≦Ｙ≦０．５Ｘを満たすＳとＳｅ及びＴｅから選ばれる１種又は２種以上を含有し、
０．２Ｙ≦ＷＣ≦０．３を満足するＣを含有し、
さらに、１質量％以下のＳｉ、１質量％以下のＭｎ、１質量％以下のＡｌから選ばれる１種又は２種以上を含有する請求項１又は２に記載の快削合金材料。
【請求項１３】
７質量％以下のＭｏ、７質量％以下のＣｕとのうち少なくともいずれかを含有する請求項１２に記載の快削合金材料。
【請求項１４】
１２質量％以下のＣｒを含有する請求項１２又は１３に記載の快削合金材料。
【請求項１５】
１８質量％以下のＣｏを含有する請求項１２ないし１４のいずれかに記載の快削合金材料。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、優れた快削性が必要とされる機器ないし部品の素材として利用するのに適する快削合金材料に関する。
【０００２】
【従来の技術】
Ｎｉを含有する合金には、たとえば、オーステナイト含有ステンレス鋼や、パーマロイ、パーミンバー等に代表される（Ｆｅ、Ｎｉ）系電磁材料、及び（Ｆｅ、Ｎｉ）系耐熱合金などがあげられ、その多肢にわたる特性から様々な機器ないし部品の素材として広く利用されているものが多い。したがって、これらの合金は通常切削加工を必要とする場合があるが、これらの合金においては、一般に被削性が悪いといった問題があった。そこで、生産性を向上するために、Ｓ、Ｐｂ、ＳｅあるいはＢｉなどの被削性向上元素を含有させ、被削性を向上させた合金が使用されている。また、精密な仕上加工が施される等、より良好な被削性が求められる場合には、上記被削性向上元素の含有量を増やすことが行われるとともに、上記の元素を単独ではなくて複合添加させて用いることも多い。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】
ここで、被削性向上元素の一つである硫黄（Ｓ）は、ＭｎＳとして使用されることが多いが、多量に添加しすぎると、（Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｉ）Ｓ等の過剰な形成により熱間加工性あるいは冷間加工性が損なわれたり、合金としての優れた特性を阻害されたりする場合もあり、その用途は限定されることとなる。
【０００４】
本発明の課題は、合金の特性を従来のもの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。
【０００５】
【課題を解決するための手段及び作用・効果】
上記の課題を解決するために、本発明の快削合金材料は、２〜８２質量％のＮｉを含有し、残部が主にＦｅとＣｒとの少なくともいずれかからなる合金において、
０．００２〜０．４質量％のＣを含有し、
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との少なくともいずれかを含有し、
０．０１〜１．５質量％のＳと、０．０１〜４．５質量％のＳｅと、０．０１〜６質量％のＴｅから選ばれる１種又は２種以上を含有し、
さらに、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、その金属成分との結合成分として、必須成分としてのＣと、さらにＳとＳｅあるいはＴｅから選ばれる１種又は２種以上を少なくとも含有する（Ｔｉ、Ｚｒ）系化合物が組織中に形成されていることを特徴とする。
【０００６】
上記のような組成範囲のＣ、Ｔｉ及び／又はＺｒ、またＳ、Ｓｅ及びＴｅから選ばれる１種又は２種以上を含有させることにより、合金組織中に（Ｔｉ、Ｚｒ）系化合物を形成することが可能であり、このような化合物の形成により合金の被削性を向上させることができる。また、このような化合物の形成は、ＭｎＳあるいは（Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｉ）Ｓ等の耐食性や熱間加工性の劣化を招き易い化合物の形成を防止または抑制することができ、ひいては、耐食性及び熱間加工性あるいは冷間加工性を良好なものに維持することができる。また、これら（Ｔｉ、Ｚｒ）系化合物が形成されても、オーステナイト含有ステンレス鋼、（Ｆｅ、Ｎｉ）系電磁材料、及び（Ｆｅ、Ｎｉ）系耐熱合金等としての他の特性も従来のものと遜色がなく、これらの特性にほとんど影響を与えることなく被削性を向上させることが可能となる。
【０００７】
さらに本発明の快削合金材料において形成される（Ｔｉ、Ｚｒ）系化合物は、合金組織中に分散形成することができる。特に、該化合物を合金組織中に微細に分散させることにより、合金の被削性をさらに高めることができる。該効果を高めるためには、合金材料の研磨断面組織において観察される（Ｔｉ、Ｚｒ）系化合物の寸法（観察される化合物粒子の外形線に位置を変えながら外接平行線を引いたときの、その外接平行線の最大間隔にて表す）の平均値は例えば、０．１〜１０μｍ程度であるのがよく、また、その組織中の面積率は０．１〜３％程度であるのがよい。
【０００８】
上記（Ｔｉ、Ｚｒ）系化合物は、組成式（Ｔｉ、Ｚｒ）４（Ｓ、Ｓｅ、Ｔｅ）２Ｃ２にて表される化合物（以下、炭硫／セレン／テルル化物ともいう）をすくなくとも含有するものとすることができる。この化合物において、Ｔｉ及びＺｒは、いずれか一方のものが含有されていても、双方とも含有されていてもいずれでもよい。また、Ｓ、Ｓｅ及びＴｅについても、いずれか一種のみが含有されていても、２種以上含有されていてもいずれでもよい。
【０００９】
なお、合金中の（Ｔｉ、Ｚｒ）系化合物の同定は、Ｘ線回折（例えば、ディフラクトメータ法）や電子線プローブ微少分析（ＥＰＭＡ）法により行うことができる。例えば、（Ｔｉ、Ｚｒ）４（Ｓ、Ｓｅ、Ｔｅ）２Ｃ２の化合物にて存在しているか否かは、Ｘ線ディフラクトメータ法による測定プロファイルに、対応する化合物のピークが現れるか否かにより確認することができる。また、組織中における該化合物の形成領域は、合金材料の断面組織に対してＥＰＭＡによる面分析を行い、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｓ、Ｓｅ、ＴｅあるいはＣの特性Ｘ線強度の二次元マッピング結果を比較することにより特定できる。
【００１０】
以下、本発明の快削合金材料に含有される元素の含有範囲の限定理由について述べる。なお、本発明の快削合金材料は、その組成範囲に例えば、オーステナイト含有ステンレス鋼、（Ｆｅ、Ｎｉ）系電磁材料あるいは（Ｆｅ、Ｎｉ）系耐熱合金等、使用用途の異なる種々の合金を包含しているため、上記例示した合金の種類により含有元素の作用及び特に好適な含有量が異なることがある。それらについては、合金別の各論を詳述する際に個別に説明する。
【００１１】
（１）Ｎｉを２〜８２質量％含有し、残部が主にＦｅとＣｒとの少なくともいずれかからなる：
本発明の快削合金材料は、主にオーステナイト含有ステンレス鋼や、パーマロイ、パーミンバーに代表される（Ｆｅ、Ｎｉ）系電磁材料や、（Ｆｅ、Ｎｉ）系耐熱合金等の合金に使用可能であり、これらの合金は、その強度、あるいは耐食性の維持のため、ＦｅとＣｒとの少なくとも一方を一般的に含有している。また、上記例示した合金材料をすべて包含する意味でＮｉの含有量を２〜８２質量％とした。したがって、本発明の快削合金材料は、２〜８２質量％のＮｉを含有し、残部が主にＦｅとＣｒとの少なくともいずれかからなる合金において、前記した被削性向上効果を付与した合金とすることができる。また、Ｎｉの含有量が８２質量％を超える合金は、被削性に元来優れており、被削性向上効果を付与する必要性がなく、本発明の課題の範囲外となるため除外した。なお、本明細書において、「主に」（「主成分」あるいは「主体」も同義）とは、対象となる組織中において、その成分の含有量（質量％）が最も多いことを意味する。
【００１２】
（２）Ｃ：０．００２〜０．４質量％：
Ｃは被削性を向上させるためには必須の元素である。Ｃが含有されることによって、例えば（Ｔｉ、Ｚｒ）４（Ｓ、Ｓｅ、Ｔｅ）２Ｃ２で表される炭硫化物、炭セレン化物あるいは炭テルル化物等が形成され、そのために被削性が向上すると考えられる。ただし、含有量が０．００２質量％未満では被削性向上に有効な上記（Ｔｉ、Ｚｒ）系化合物が十分に形成されず、十分な被削性付与効果が得られない。また、０．４質量％を超えると、被削性向上に対し効果的でない単体の炭化物が多量に生成することにより、逆に被削性が劣化することになる。なお、（Ｔｉ、Ｚｒ）系化合物など、被削性を向上させる化合物の構成元素の量に応じて、Ｃの添加量は被削性向上の効果が最良の状態で得られるように適宜調節するのがよい。また、上記（Ｔｉ、Ｚｒ）系化合物に構成元素として含有されなかった残余のＣは合金組織中に固溶し、合金の硬さを向上させる効果を付与する場合もある。
【００１３】
（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、ＷＴｉ＋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。
【００１４】
（４）０．０１〜１．５質量％のＳと、０．０１〜４．５質量％のＳｅと、０．００５〜６質量％のＴｅから選ばれる１種又は２種以上：
Ｓ、Ｓｅ及びＴｅは被削性を向上させるのに有効な元素である。Ｓ、Ｓｅ及びＴｅ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、Ｔｅ）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、Ｓｅ及びＴｅの含有量はそれぞれ、Ｓ及びＳｅにおいてはその効果が明瞭となる０．０１質量％を下限とし、一方、Ｔｅについては、０．００５％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１．５質量％、Ｓｅは４．５質量％、及びＴｅは６質量％を上限値として設定するのがよい。また、Ｓ、Ｓｅ及びＴｅ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く、この観点においてＳ、Ｓｅ及びＴｅの合計含有量（質量％）をＣの含有量（質量％）の２倍以上に設定するのが望ましい。
【００１５】
次に、本発明の快削合金材料は、具体的にはオーステナイト含有ステンレス鋼とすることができる。オーステナイト含有ステンレス鋼は、例えば、産業機器、ＯＡ機器、ポンプ、あるいは船舶機関などにおいて、例えばシャフト類等の形態で使用されることが多いが、用途はこれに限られるものではない。いずれにせよ、本発明の適用により、ステンレス鋼の被削性が大幅に向上し、各種ステンレス鋼部品あるいは部材の製造能率を飛躍的に改善することが可能となる。
【００１６】
ここで、オーステナイト含有ステンレス鋼とは、Ｆｅを主成分として含有するとともに、組織中にオーステナイト相を含有するステンレス鋼のことをいう。ＪＩＳ：Ｇ４３０４規格に示されている対応鋼種を以下に例示するが、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。
▲１▼オーステナイト系ステンレス鋼：常温においてもオーステナイト組織を示すステンレス鋼であり、ＳＵＳ２０１、ＳＵＳ２０２、ＳＵＳ３０１、ＳＵＳ３０１Ｊ、ＳＵＳ３０２、ＳＵＳ３０２Ｂ、ＳＵＳ３０４、ＳＵＳ３０４Ｎ１、ＳＵＳ３０４Ｎ２、ＳＵＳ３０５、ＳＵＳ３０９Ｓ、ＳＵＳ３１０Ｓ、ＳＵＳ３１６、ＳＵＳ３１６Ｎ、ＳＵＳ３１６Ｊ１、ＳＵＳ３１７、ＳＵＳ３１７Ｊ１、ＳＵＳ３２１、ＳＵＳ３４７、ＳＵＳＸＭ１５Ｊ１、ＳＵＳ８３６Ｌ、ＳＵＳ８９０Ｌ等を例示できる。
▲２▼オーステナイト−フェライト系ステンレス鋼：オーステナイトとフェライトの２相組織を示すステンレス鋼であり、ＳＵＳ３２９Ｊ４Ｌ等を例示できる。
▲３▼析出硬化系ステンレス鋼：アルミニウム、銅などの元素を添加することにより、熱処理によってこれらの元素を主体とする化合物等を析出させ、硬化させることができるステンレス鋼であり、ＳＵＳ６３０、ＳＵＳ６３１等を例示できる。また、本発明でいう「ステンレス鋼」の概念には、下記に例示される耐熱鋼も含まれるものとする。
▲４▼オーステナイト系耐熱鋼
例えばＪＩＳ：Ｇ４３１１及びＧ４３１２に組成が規定されたものがあり、ＳＵＳ３１、ＳＵＨ３５、ＳＵＨ３６、ＳＵＨ３７、ＳＵＨ３８、ＳＵＨ３０９、ＳＵＨ３１０、ＳＵＨ３３０、ＳＵＨ６６０、ＳＵＨ６６１等を例示できる。
【００１７】
なお、従来の被削性向上元素としてＳを含有するオーステナイト含有ステンレス鋼は、大気中に暴露されることにより、ステンレス鋼中に含有されている硫黄成分が硫黄含有ガスとして放出され、部品周囲に硫黄コンタミを引き起こす場合があった。そのため、上記硫黄含有ガスの放出の抑制（以下、「耐アウトガス性の向上」等という）も同様に求められている。
【００１８】
そこで、本発明の快削合金材料は、２〜５０質量％のＮｉと、１２〜５０質量％のＣｒと、５〜８５．９５質量％のＦｅと、及び０．０１〜０．４質量％のＣとを含有し、さらに、０．０１〜１．０質量％のＳと、０．０１〜０．８質量％のＳｅとの少なくともいずれかを含有するステンレス鋼として構成されるとすることができる。さらに、このステンレス鋼はＦｅを主成分として、オーステナイト相を主体に構成されているとすることができる。
【００１９】
さらに、本発明のステンレス鋼として構成される快削合金材料は、合金材料試験片として、縦１５ｍｍ、横２５ｍｍ、厚さ３ｍｍ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を分析したとき、前記ＷＳＯの値が０．０３５質量％以下となるステンレス鋼として構成される快削合金材料とすることができる。
【００２０】
例えば、オーステナイト含有ステンレス鋼としての特性を維持するためには、上記Ｆｅ、Ｎｉ、Ｃｒ等のオーステナイト含有ステンレス鋼としての必須成分を必要量含有させることが必要条件となる。他方、このオーステナイト含有ステンレス鋼に上記範囲のＳ、及びＳｅを含有させることにより、被削性を向上させるのに効果のある（Ｔｉ、Ｚｒ）系化合物を形成することができる。このような化合物の形成により、（Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｉ）Ｓ等の耐食性や、熱間加工性の劣化を招きやすい化合物の形成を防止又は抑制することができ、ステンレス鋼としての良好な耐食性及び熱間加工性を維持することができる。そして、上記（Ｔｉ、Ｚｒ）系化合物の形成により、添加されるＳが（Ｔｉ、Ｚｒ）系化合物の構成元素の一部として含有され、マトリックス相中に分散的に存在するＳの量が減少するため、ステンレス鋼中から発生する硫黄含有ガスを抑制することができる。
【００２１】
本発明においては、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、被削性とともに耐アウトガス性が要求される産業機器に好適に使用することができる。
【００２２】
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、ステンレス鋼を構成するマトリックス相中に固溶している硫黄成分は、結晶粒界に集まりやすい傾向があるため、耐アウトガス性を向上させるには、硫黄成分放出時の拡散経路となりやすい結晶粒界の量、ひいては材料の平均結晶粒径や結晶粒子形態を制御することも有効である。例えば、Ｆｅ系相の結晶粒径（組織断面中に観察される結晶粒子の外形線に位置を変えながら外接平行線を引いたときの、その外接平行線の最大間隔にて表す）の平均値は、１００μｍ以下とするのがよい。
【００２３】
以下、オーステナイト含有ステンレス鋼に本発明を適用する場合の、各成分の好ましい含有範囲の限定理由について説明する。
（５）Ｎｉ：２〜５０質量％
Ｎｉは、ステンレス鋼中のオーステナイト相を安定化させるために、少なくとも２質量％含有させる必要がある。またＮｉは、耐食性、特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添加されることが多いが、耐食性付与の観点からも２質量％以上含有させるのがよい。また、非磁性を得たい場合は、Ｃｒ、Ｍｏなどの他の成分量との関連において、オーステナイト相がより安定化し、合金がオーステナイト含有ステンレス鋼となるように、必要な量のＮｉを添加する必要がある。この場合、そのＮｉ量の決定には、図６に示すシェフラー状態図を使用することができる。これは、オーステナイト生成元素、フェライト生成元素をそれぞれＮｉ量及びＣｒ量の当量として換算して組織との関係を示したものである（出典：改訂５版金属便覧（丸善：１９９０年）、５７８頁）。ただし、Ｔｉ及び／又はＺｒ系化合物が存在する分をマトリックス相の成分構成元素から除外することを考慮した上で必要量を求めることが必要となる。なお、Ｎｉの過剰な添加はコストの上昇につながるとともに、ステンレス鋼としての特性の劣化を招くこともあり、Ｎｉの含有量を５０質量％以下に制限する。
【００２４】
（６）Ｃｒ：１２〜５０質量％
Ｃｒはステンレス鋼の耐食性を確保するためには必須の元素である。そのため１２質量％以上含有させる。Ｃｒの含有量が１２質量％未満であると、鋭敏化による粒界腐食等によりステンレス鋼としての耐食性を確保することができない。一方、過剰に添加すると、ＣｒＳ等の化合物の形成により、熱間加工性を害するとともに、靭性の低下を招く恐れがある。また、過剰な添加により高温脆性が顕著になるという問題もある。そのためＣｒは５０質量％以下の範囲にて含有させる。以上からＣｒの含有量は１２〜５０質量％の範囲において設定することがよく、上記含有範囲を逸脱するとステンレス鋼としての特性を劣化させる場合もある。また、望ましくは１５〜３０質量％の範囲で設置するのがよく、より望ましくは１７〜２５質量％の範囲で設定する。
【００２５】
（７）Ｆｅ：５〜８５．９５質量％
Ｆｅはステンレス鋼を構成するためには必須の成分である。したがって５質量％以上は含有させる。含有量が５質量％未満のときは、ステンレス鋼としての強度が得られず好ましくない。また、他の成分との関連から８５．９５質量％を超えて含有させることは不可能である。したがってＦｅの含有量は５〜８５．９５質量％の範囲で含有させる。なお、Ｆｅの含有量は、望ましくは１５〜７５質量％の範囲で設定するのがよく、より望ましくは４０〜６５質量％の範囲で設定するのがよい。
【００２６】
（８）Ｃ：０．０１〜０．４質量％
Ｃは被削性を向上させるためには必須の成分であり、被削性向上の効果を得るためには最低限０．０１質量％以上を含有する。Ｃを含有することにより（Ｔｉ、Ｚｒ）系化合物が形成されるが、この（Ｔｉ、Ｚｒ）系化合物が形成されることによりステンレス鋼の被削性が向上すると考えられる。含有量が０．０１質量％未満であると、（Ｔｉ、Ｚｒ）系化合物の形成が不充分となり、被削性向上の効果が十分に得られない。一方、０．４質量％を超えると、被削性向上に対し有効でない炭化物が過剰に形成されるため、逆に被削性が劣化することになる。また、被削性向上に寄与する上記（Ｔｉ、Ｚｒ）系化合物に構成元素として含有されない残余のＣは、ステンレス鋼のマトリックス相中に固溶し、ステンレス鋼の硬さを向上させる効果も付与すると考えられる。したがって、Ｃの含有量は、（Ｔｉ、Ｚｒ）系化合物など被削性を向上させる化合物の構成元素の量に応じて、被削性向上効果が最良の状態で発揮されるように添加されるとともに、マトリックス相中に固溶した残余のＣが硬さを向上させる効果を発揮することも考慮して、適宜設定するのがよい。これらのことを考慮してＣの含有量は、望ましくは０．０３〜０．３質量％の範囲で設定するのがよく、より望ましくは０．０５〜０．２５質量％の範囲で設定するのがよい。
【００２７】
（９）０．０１〜１質量％のＳと、０．０１〜０．８質量％のＳｅとの少なくともいずれか：
Ｓ及び／又はＳｅを含有することによって、被削性向上に有効な（Ｔｉ、Ｚｒ）系化合物（例えば、組成式（Ｔｉ、Ｚｒ）４（Ｓ、Ｓｅ、Ｔｅ）２Ｃ２で表される化合物）が形成される。したがって、この被削性向上効果がステンレス鋼中において得られるように、Ｓ及びＳｅのどちらとも０．０１質量％以上含有させる。しかしながら、これらＳ、及びＳｅの過剰な添加は、熱間加工性を劣化させるため好ましくない。さらにＳに限っていえば、Ｓの過剰な添加により上記（Ｔｉ、Ｚｒ）系化合物の構成元素として含有されない残余のＳがステンレス鋼のマトリックス相中に過剰に分散されることになり、耐アウトガス性も低下させることになる。したがって、これらのことを考慮すれば、Ｓ及びＳｅの含有量は、Ｓは１質量％、Ｓｅは０．８質量％を上限として設定する。なお、ステンレス鋼の熱間加工性、被削性及び耐アウトガス性の向上を最適化させるためには、Ｓ及びＳｅの含有量は望ましくは、それぞれ０．０１〜０．７質量％及び０．０１〜０．５質量％の範囲で設定するのがよく、より望ましくはそれぞれ０．０１〜０．５質量％及び０．０１〜０．４質量％の範囲で設定するのがよい。
【００２８】
以上のような組成を採用することで、耐食性及び熱間加工性を維持しつつ快削性に優れ、かつ耐アウトガス性も良好なオーステナイト含有ステンレス鋼を得ることが可能となる。また、ステンレス鋼として構成される本発明の快削合金材料においては、その特性をより優れたものにするために、次のような各成分を以下の組成範囲にて含有させてもよい。つまり、Ｓｉ：４質量％以下、Ｍｎ：４質量％以下、Ｐ：０．０５質量％以下、Ｏ：０．０３質量％以下、Ｎ：０．０５質量％以下、の少なくともいずれかの元素を含有させることができる。以下、その限定理由について説明する。
【００２９】
（１０）Ｓｉ：４質量％以下
Ｓｉは、鋼の脱酸剤として添加することができる。しかし、含有量が過大となると固溶化熱処理後の硬さが硬くなり、冷間加工性に不利になるばかりでなく、ステンレス鋼においてはδ−フェライト相の形成量を増し、鋼の熱間加工性を劣化させるため、上限を４質量％とする。なお、冷間加工性、及び熱間加工性を特に重視する場合は、望ましくは１質量％以下に設定するのがよく、より望ましくは０．５質量％以下に設定するのがよい。
【００３０】
（１１）Ｍｎ：４質量％以下
Ｍｎは、鋼の脱酸剤として作用するほか、δ−フェライト相の形成を抑制する効果も有し、さらにオーステナイト相を安定化させる効果も有する。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、被削性が特に重視される場合に添加してもよい。被削性を向上させる効果をより顕著に期待する場合には、含有量を０．６質量％以上に設定するのがよい。しかしながら、一方で、Ｍｎを含有するとＭｎＳが形成されやすくなる。ＭｎＳは耐食性を大きく劣化させるとともに、冷間加工性をも低下させるため形成されないのがよい。そのため、Ｍｎの含有量は４質量％以下の範囲で制限する。なお、耐食性及び冷間加工性を、特に重視する場合は１質量％以下に限定することが望ましい。さらに望ましくは０．５質量％以下に限定すると良い。
【００３１】
（１２）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よく、０．０５質量％以下に設定するのがよい。また、より望ましくは０．０３質量％以下に抑えるのがよいが、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。
【００３２】
（１５）Ｏ：０．０３質量％以下
Ｏは、被削性を向上させるのに有効な（Ｔｉ、Ｚｒ）系化合物の構成元素であるＴｉ及びＺｒ等と結合してこれらの酸化物を形成することがある。これらの酸化物は被削性の向上には効果的ではないため、これら酸化物を形成させないようにＯの含有量は極力低く抑制するのがよい。そのため、Ｏの含有量は０．０３質量％以下に設定するのがよい。また、製造コストとの兼ね合いであるが、望ましくは０．０１質量％以下とするのがよい。
【００３３】
（１６）Ｎ：０．０５質量％以下
Ｎは、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る。しかしながら、鉄鋼中には通常含有されている元素であるため０．０５質量％を上限とする。また、製造コストとの兼ね合いであるが、望ましくは０．０３質量％以下とするのがよく、より望ましくは０．０１質量％以下とするのがよい。
【００３４】
次に、ステンレス鋼として構成される本発明の快削合金材料は、Ｃｕ：４質量％以下、Ｃｏ：４質量％以下の少なくともいずれかを含有するとすることができる。
（１７）Ｃｕ：４質量％以下
Ｃｕ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ほか、加工硬化能を低下させ成形性を向上させる。また、抗菌性についても熱処理等を施すことにより向上させることができることから必要に応じて添加してもよい。しかしながら、過剰に添加させると、熱間加工性が低下するため、４質量％以下の範囲で設定するのがよい。熱間加工性を特に重視する場合は１質量％以下に抑えるのがより望ましい。
【００３５】
（１８）Ｃｏ：４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、非磁性を確保するのにも効果があることから必要に応じて添加してもよい。より顕著な効果を得るためには１質量％以上は含有させるのがよい。しかしながら、過剰に添加させると、源料コストの上昇を招くことから、４質量％以下の範囲で設定するのがよい。原料コストを特に重視する場合は０．３質量％以下に抑えるのがより望ましい。
【００３６】
次に、ステンレス鋼として構成される本発明の快削合金材料は、０．１〜１０質量％のＭｏと、０．１〜１０質量％のＷとの少なくともいずれかを含有させることができる。上記ＭｏとＷを添加すると、不働態強化のため耐食性を、また、二次硬化のため硬度を向上させることが可能となる。このような効果を明瞭に得るためには、Ｍｏ、Ｗどちらとも０．１質量％以上は添加するのがよい。一方、過剰に添加すると熱間加工性を低下させるため、ＭｏとＷともに１０質量％を上限値とするのがよい。
【００３７】
また、必要に応じて、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種以上を含有させることができる。これらの元素を含有させることにより、ステンレス鋼の被削性をさらに向上させることができる。このとき、被削性向上の効果を明瞭に得るためには、Ｂｉは０．０１質量％以上、Ｐｂは０．０１質量％以上含有させるようにするのがよい。一方、添加量が過剰になると、熱間加工性を低下させる場合がある。したがってＢｉの上限値は０．２質量％、Ｐｂの上限値は０．３質量％とするのがよい。
【００３８】
また、ステンレス鋼として構成される本発明の快削合金材料は、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、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。
【００３９】
さらに、ステンレス鋼として構成される本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、０．０１質量％以上含有させるのが望ましい。
【００４０】
次に、本発明の快削合金材料は、その範囲に、（Ｆｅ、Ｎｉ）系電磁合金、及び（Ｆｅ、Ｎｉ）系耐熱合金、あるいは、室温で熱膨張係数や弾性定数の温度変化が小さく精密機器部品等に使用されるインバー合金ないしエリンバー合金等を包含している。Ｎｉ系電磁合金には、Ｎｉを２０〜８０質量％含有したものが一般的に広く使用されており、例えば、パーマロイあるいはパーミンバーと呼ばれている合金がある。また、Ｎｉ系耐熱合金は、Ｎｉを４０〜８０質量％含有したものが広く使用されている。これらのＮｉ系合金は幅広い分野で使用可能であるが、これらの合金は難削性のものが多く、被削性の向上が望まれていた。
【００４１】
そこで、（Ｆｅ、Ｎｉ）系電磁合金あるいは（Ｆｅ、Ｎｉ）系耐熱合金等として構成される本発明の快削合金材料は、２０〜８２質量％のＮｉを含有するとともに、
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％）、及びＴｅの含有量をＷＴｅとし、
Ｘ（質量％）＝ＷＴｉ＋０．５２ＷＺｒ（以下、式（１）とする）
Ｙ（質量％）＝ＷＳ＋０．４１ＷＳｅ＋０．２５ＷＴｅ（以下、式（２）とする）として、
０．０５≦Ｘ≦３（以下、条件式（１）とする）を満たすＴｉ及びＺｒのうち少なくともいずれかを含有し、
０．０１≦Ｙ≦０．５Ｘ（以下、条件式（２）とする）を満たすＳとＳｅ及びＴｅから選ばれる１種又は２種以上を含有し、
０．２Ｙ≦ＷＣ≦０．３（以下、条件式（３）とする）を満足するＣを含有しさらに、１質量％以下のＳｉ、１質量％以下のＭｎ、１質量％以下のＡｌから選ばれる１種又は２種以上を含有する快削合金材料とすることができる。
【００４２】
本発明者等は、電磁材料及び／又は耐熱材料（例えば固溶強化型のＮｉ基あるいはＦｅ基耐熱合金）として用いられる（Ｆｅ、Ｎｉ）系合金において、（Ｔｉ、Ｚｒ）系化合物（例えば、（Ｔｉ、Ｚｒ）４（Ｓ、Ｓｅ、Ｔｅ）２Ｃ２で表される化合物）を合金組織中に形成させることにより、その合金の被削性が向上することを見出した。さらに、この（Ｔｉ、Ｚｒ）系化合物の必須構成元素には、過剰な添加により、電磁材料及び／又は耐熱材料としての特性を劣化させる等の弊害を生じさせるものもあるが、（Ｔｉ、Ｚｒ）系化合物の必須構成元素の含有量に、ある一定の条件を付与させることにより、このような弊害も解消され、電磁材料及び／又は耐熱材料としての優れた特性を維持しつつ、被削性を向上させることができることを見出した。つまり、
Ｔｉの含有量をＷＴｉ（質量％）、Ｚｒの含有量をＷＺｒ（質量％）、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％）、及びＴｅの含有量をＷＴｅとし、
Ｘ（質量％）＝ＷＴｉ＋０．５２ＷＺｒ（以下、式（１）とする）
Ｙ（質量％）＝ＷＳ＋０．４１ＷＳｅ＋０．２５ＷＴｅ（以下、式（２）とする）として、
０．０５≦Ｘ≦３（以下、条件式（１）という）を満たすＴｉ及びＺｒのうち少なくともいずれかを含有し、
０．０１≦Ｙ≦０．５Ｘ（以下、条件式（２）という）を満たすＳとＳｅ及びＴｅから選ばれる１種又は２種以上を含有し、
０．２Ｙ≦ＷＣ≦０．３（以下、条件式（３）という）を満足するＣを含有する本発明の快削合金材料は、電磁材料及び／又は耐熱材料としての優れた特性を劣化させることなく、被削性及び熱間加工性に優れている。
【００４３】
ここで、上記パラメータＸは先にも述べた通り、ＺｒとＴｉの合計原子数を反映した組成パラメータであり、パラメータＹは、式（１）のパラメータＸと同様にＳ、Ｓｅ、及びＴｅの合計原子数を反映した組成パラメータである。つまり上記被削性向上効果は、含有させる成分の合計質量ではなく合計原子数（あるいはｍｏｌ数）に応じて定まる。ＳとＳｅとＴｅとの、単位重量当りの原子数の比は略１：０．４１：０．２５であるから、原子番号の小さい順に（つまり、Ｓ、Ｓｅ、Ｔｅの順番）に、同一の含有量（質量％）が与える被削性向上の効果も大きくなる。
【００４４】
以下、各パラメータの条件範囲、及び各成分の含有条件について説明する。
（１９）Ｎｉ：２０〜８２質量％
本発明の快削合金材料は、（Ｆｅ、Ｎｉ）系電磁合金、（Ｆｅ、Ｎｉ）系耐熱合金等を包含している。したがって、Ｎｉは本発明の快削合金材料において必須の成分である。また、（Ｆｅ、Ｎｉ）系電磁合金及び（Ｆｅ、Ｎｉ）系耐熱合金は、Ｎｉの含有量が２０〜８２質量％の範囲のものが広く使用されており、この成分範囲の合金が特に、被削性の向上を要求されているため、この範囲に制限した。
【００４５】
（２０）０．０５≦Ｘ≦３（質量％）（以下、条件式（１）という）を満たすＴｉ及びＺｒのうち少なくともいずれかを含有する；
Ｔｉ及びＺｒは、ＣとＳ、Ｓｅ及びＴｅとともに上記範囲で添加することにより、（Ｔｉ、Ｚｒ）系化合物、例えば、主に（Ｔｉ、Ｚｒ）４（Ｓ、Ｓｅ、Ｔｅ）２Ｃ２及び／又は更に少量の（Ｔｉ、Ｚｒ）（Ｓ、Ｓｅ、Ｔｅ）を形成するので被削性の向上に有効である。さらに、（Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｉ）Ｓ、特にＮｉＳの形成を抑制するので、熱間加工時の割れ発生防止にも有効であり、熱膨張特性、弾性定数、磁気特性、あるいは高温強度等の（Ｆｅ、Ｎｉ）系電磁合金ないし（Ｆｅ、Ｎｉ）系耐熱合金としての優れた特性を維持することができる。被削性を向上させる効果を得るためには、Ｘの組成パラメータで０．０５質量％以上含有させる必要があるが、Ｘが３質量％を超える場合は特殊な精錬方法が必要となり生産性が悪化するため好ましくない。そのため、パラメータＸの範囲は０．０５〜３質量％に設定するのがよく、より望ましくは０．１〜０．５質量％の範囲で設定するのがよい。またＴｉ及びＺｒは、条件式（１）を満たす範囲であれば、どちらか一方のみ含有していても、両方の元素が含有していてもどちらでもよい。
【００４６】
（２１）０．０１≦Ｙ≦０．５Ｘ（以下、条件式（２）という）を満たすＳとＳｅ及びＴｅから選ばれる１種又は２種以上を含有する；
Ｓ、Ｓｅ、及びＴｅは前述の（Ｔｉ、Ｚｒ）系化合物の形成には必須の構成元素である。したがって被削性を向上させるためには必須の成分であり、パラメータＹにて０．０１質量％以上含有していることが必要となる。しかしながら、これらの元素は過剰に添加されると、被削性に効果的でない化合物を形成したり、合金の特性を劣化させたりする。そこで、パラメータＹとＸの関係が上記条件式（２）の内容を満たすとき、つまり、Ｓ、Ｓｅ及びＴｅの合計原子数に対応したパラメータであるＹが、Ｔｉ及びＺｒの合計原子数に対応するパラメータＸの半分以下であるとき、Ｓ、Ｓｅ、及びＴｅの１種及び２種以上の元素の添加量が過剰とならず適量範囲内のものとなるので、被削性に効果的でない化合物の形成、及び合金の特性劣化を防止あるいは抑制することが可能となる。なお、Ｓ、Ｓｅ、及びＴｅは条件式（２）を満足する範囲であれば１種のみ含有されていても、また２種以上含有されていてもどちらでもよい。
【００４７】
（２２）０．２Ｙ≦ＷＣ≦０．３（以下、条件式（３）という）を満足するＣを含有する：
Ｃは、Ｔｉ及びＺｒと、Ｓ、Ｓｅ及びＴｅと共存することにより、（Ｔｉ、Ｚｒ）系化合物を形成し、被削性向上のためには必須の元素である。また、熱間加工時の割れ発生防止にも有効に作用する。特にＣは、（Ｔｉ、Ｚｒ）（Ｓ、Ｓｅ、Ｔｅ）よりもより安定な（Ｔｉ、Ｚｒ）４（Ｓ、Ｓｅ、Ｔｅ）２Ｃ２の形成を促進するため、より被削性を向上させるのに有効である。これらの効果を得るには条件式（３）を満たすだけのＣを含有する必要がある。つまり、パラメータＹ（Ｓ、Ｓｅ、及びＴｅの合計原子数を反映したパラメータ）の０．２倍以上は最低でも含有させる必要がある。Ｃの含有量ＷＣがＷＣ＜Ｙ／５であるときは、Ｃの含有量がすくなすぎるため、被削性向上効果が得られない。一方、Ｃの過剰な添加は、Ｎｉ系電磁合金及びＮｉ系耐熱合金の特性の劣化を招くため好ましくない。そのためＣの含有量ＷＣの上限値は０．３質量％以下に制限するのがよい。０．３質量％を超えるとＮｉ系合金の特性の劣化が著しくなる。なお、Ｃの含有量は望ましくはＹ／４〜０．２質量％の範囲で設定するのがよく、より望ましくは、Ｙ／４〜Ｙ／２質量％の範囲で設定するのがよい。
【００４８】
本発明の快削合金材料は、その性質をより良好なものにするために、Ｓｉ：１質量％以下、Ｍｎ：１質量％以下、及びＡｌ：１質量％以下のうち１種又は２種以上を含有するとすることができる。以下、これらの成分の限定理由について説明する。
（２３）Ｓｉ：１質量％以下
Ｓｉは脱酸材として効果的な元素であり、さらに硬度及び電気比抵抗の調整にも有効であるため、必要に応じて添加される。しかしながら、添加量が過剰となると固溶化熱処理後の硬さが高くなりすぎ、冷間加工性に不利になる。また、熱膨張特性、弾性定数、磁気特性、耐熱性（高温強度）等の特性を阻害する場合もある。したがって、上限を１質量％と制限する。冷間加工性を重視する場合は含有量を０．５質量％以下と設定するのがよい。
【００４９】
（２４）Ｍｎ：１質量％以下
Ｍｎは脱酸材として効果的な元素であり、またＳやＳｅとの共存により被削性に優れた化合物を形成するため、被削性が特に重視される場合は必要に応じて添加される。より顕著な効果を得るためには、含有量を０．１質量％以上とすることが望ましい。一方、過剰に添加すると耐食性及び冷間加工性を劣化させたり、熱膨張特性、弾性定数、磁気特性、耐熱性（高温強度）等の特性を阻害したりする場合もある。したがって、含有量は１質量％以下に制限するのがよく、より望ましくは０．５質量％以下に制限するのがよい。
【００５０】
（２５）Ａｌ：１質量％以下
Ａｌは脱酸材として効果的な元素であり、さらに硬度、及び被抵抗の調整に有効であるため必要に応じて添加される。しかしながら、過剰に添加すると、熱膨張特性、弾性定数、磁気特性、あるいは耐熱性（高温強度）等の特性を阻害する場合もある。したがって、含有量を１質量％以下に制限する。
【００５１】
また、上記（Ｆｅ、Ｎｉ）系合金をベースとした快削合金材料は、７質量％以下のＭｏと７質量％以下のＣｕとの少なくともいずれかを含有させることができる。以下にこれらの元素の、含有範囲の限定理由を示す。
（２６）Ｍｏ：７質量％以下
Ｍｏは耐食性及び強度を向上させるのに効果的な元素である。これらの効果をより顕著に得たい場合は、０．２質量％以上含有させるのがよい。一方過剰に添加させると、熱間加工性を劣化させるだけではなく、コストの上昇にもつながり、さらに熱膨張特性、弾性定数、磁気特性、耐熱性（高温強度）等の特性を阻害する場合もある。したがって、Ｍｏの含有量を１質量％以下に制限するのがよく、より望ましくは、０．７質量％以下に制限するのがよい。
（２７）Ｃｕ：７質量％以下
Ｃｕ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ほか、加工硬化能を低下させ成形性を向上させる。また、抗菌性についても熱処理等を施すことにより向上させることができることから必要に応じて添加してもよい。しかしながら、過剰に添加させると、熱間加工性が低下するため、７質量％以下の範囲で設定するのがよい。熱間加工性を特に重視する場合は４質量％以下に抑えるのがより望ましい。
【００５２】
また、本発明の快削合金材料は、１２質量％以下のＣｒを含有させることができ、また、１８質量％以下のＣｏを含有させることができる。例えば、３０〜４０Ｎｉ−Ｆｅ系合金は、自発磁化の減少に伴って体積が減るように磁気歪みが作用し、通常の熱膨張を打ち消すようになる。特に３６ａｔ％Ｎｉ−Ｆｅ合金は、一般にインバー合金といわれており、常温付近で熱膨張係数が非常に小さいため、実用上重要な応用を持っている。このような特性を利用して、上記合金は例えば、計器のバネ等の精密機械用材料に用いられることが多い。そして、このような合金に、さらにＣｒ、あるいはＣｏを添加することにより、熱膨張係数及び弾性定数を効果的に制御することが可能となり、用途にあった望みの特性を得ることができる。Ｃｒはどちらかといえば弾性定数の制御により効果的であり、Ｃｏは熱膨張係数の制御により効果的であるといえるが、これに限られるものではない。なお、Ｃｒ及びＣｏを上記範囲を超えて過剰に添加すると、（Ｔｉ、Ｚｒ）４（Ｓ、Ｓｅ、Ｔｅ）２Ｃ２の形成に関与するＴｉ、Ｚｒ、Ｓ、Ｓｅ、Ｔｅ及びＣの組成条件の変化が大きくなるため好ましくない。したがって、Ｃｒの上限値を１２質量％以下、Ｃｏの上限値を１８質量％以下に制限するのがよい。
【００５３】
高透磁率材料として一般的に使用されているパーマロイ、あるいは恒透磁率材料として使用されるパーミンバー、あるいはインバーに代表されるインバー特性に優れた合金などの機能材料、さらに固溶強化型耐熱材料において、本発明の適用可能な具体的な材質を以下に例示する（いずれも商品名）。なお、合金組成については、ステンレス鋼の場合と同様、主成分をなすＦｅあるいはＮｉの一部を、本発明で規定した組成範囲の被削性向上に効果のある元素（Ｔｉ、Ｚｒ、Ｓ、Ｓｅ、Ｃ等）にて置換含有させた材質を意味するものとする。従って、商品名を援用してはいるが、いずれも、商品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（なお、本来の各商品の合金組成は、文献（改訂３版金属データブック（丸善）；ｐ２２３）に記載されているので、詳細な説明は行わない）。
▲１▼高透磁率材料：７８−Ｐｅｒｍａｌｌｏｙ、４５−Ｐｅｒｍａｌｌｏｙ、Ｈｉｐｅｒｎｉｋ、Ｍｏｎｉｍａｘ、Ｓｉｎｉｍａｘ、Ｒａｄｉｏｍｅｔａｌ、１０４０　Ａｌｌｏｙ、Ｍｕｍｅｔａｌ、Ｃｒ−Ｐｅｒｍａｌｌｏｙ、Ｍｏ−Ｐｅｒｍａｌｌｏｙ、Ｓｕｐｅｒｍａｌｌｏｙ、Ｈａｒｄｐｅｒｍ、３６−Ｐｅｒｍａｌｌｏｙ、Ｄｅｌｔａｍａｘ。
▲２▼恒透磁率合金：２５−４５　Ｐｅｒｍｉｎｖａｒ、７−７０　Ｐｅｒｍｉｎｖａｒ、７−２５−４５　Ｐｅｒｍｉｎｖａｒ、Ｉｓｏｐｅｒｍ、Ｓｅｎｐｅｒｍ。
▲３▼インバー型合金：インバー、スーパーインバー、ステンレスインバー、ノビナイト合金、ＬＥＸ合金。
▲４▼エリンバー型合金：Ｅｌｉｎｖａｒ、ＥＬ−１、ＥＬ−３、Ｉｓｏ−ｅｌａｓｔｉｃ、Ｍｅｔｅｌｉｎｖａｒ、Ｅｌｉｎｖａｒ　Ｅｘｔｒａ、Ｎｉ−Ｓｐａｎ　Ｃ−９０２、Ｙ　Ｎｉｃ、Ｖｉｂｒａｌｌｏｙ、Ｎｉｖａｒｏｘ　ＣＴ、Ｄｕｒｉｎｖａｌ　Ｉ、Ｃｏ−Ｅｌｉｎｖａｒ、Ｅｌｃｏｌｏｙ　ＩＶ。
▲５▼Ｆｅ基超耐熱合金：　Ｈａｙｎｅｓ　５５６、Ｉｎｃｏｌｏｙ　８０２、Ｓ−５９０、１６−２５−６、２０−ＣＢ３。▲６▼Ｎｉ基超耐熱合金：Ｈａｓｔｅｌｌｏｙ　−Ｃ２２、Ｈａｓｔｅｌｌｏｙ　−Ｃ２７６、Ｈａｓｔｅｌｌｏｙ−Ｇ３０、Ｈａｓｔｅｌｌｏｙ　Ｘ、Ｉｎｃｏｎｅｌ　６００、ＫＳＮ。
【００５４】
【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）
まず、以下に示す方法により、オーステナイト含有ステンレス鋼として構成される本発明の快削合金材料を作製した。表１に示す成分組成（質量％）に配合した各々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。鋼種記号Ｎｏ．１〜１８、２２〜２６までが本発明合金に該当する鋼種であり、鋼種記号Ｎｏ．１９〜２１、及び２７〜２９が比較合金である。鋼種記号Ｎｏ．１９はＳＵＳ３０４、鋼種記号Ｎｏ．２０はＳＵＳ３０３、鋼種記号Ｎｏ．２７はＳＵＳ３２９Ｊ４Ｌにそれぞれ対応している。このうち、鋼種記号Ｎｏ．１〜２１は非磁性を目的として、鋼種記号Ｎｏ．２２〜２９は非磁性を目的としない鋼種群となる。これらのうち、Ｎｏ．１〜２４及びＮｏ．２７は１０５０℃で１時間加熱した後水冷し、その他の鋼種は７５０℃で１時間加熱後水冷した後、さらに６５０℃で２時間加熱後、水冷する状態で、各試験に供した。得られた発明合金はすべて、その主相に少なくともオーステナイト相が形成されているものであった。なお、表１に本発明合金の主要相を示す。Ａ，Ｆ，及びＭはそれぞれオーステナイト相、フェライト相、およびマルテンサイト相を表している。
【００５５】
【表１】
2004002972.tif 000003
【００５６】
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、１０、１３などには、（Ｍｎ、Ｃｒ）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ＥＤＸ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１は本発明合金Ｎｏ．２における介在物のＥＤＸの分析結果（上下ともに）を示しており、（Ｔｉ、Ｚｒ）系化合物が介在物として形成されていることが確認できる。また、図２は本発明合金Ｎｏ．２の鋼表面の光学顕微鏡観察画像（倍率：４００倍）である。
【００５７】
上記の各試験品につき、以下の実験を行った。
１．熱間加工性試験：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。「○」は熱間鍛造加工によって実質的に欠陥が発生しなかったことを、「×」は熱間鍛造加工によって大きな割れが確認されたこと、「△」は、熱間鍛造加工によってグラインダーで削れるほどの軽微な傷が存在していることをそれぞれ示している。
【００５８】
２．被削性評価：被削性の評価は、被削加工時の切削抵抗、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で水溶性油潤滑環境下にて切削加工を実施した。切削抵抗は、加工時に工具に発生する主分力を測定したものである（単位：Ｎ）。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材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」として表している。
【００５９】
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２５ｍｍ、厚さが３ｍｍ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。
【００６０】
４．冷間加工性試験：冷間加工性の評価は、Ｎｏ．１〜７、Ｎｏ．１９〜２１、及びＮｏ．２３のサンプルについて、圧縮試験時の限界圧縮歪を測定することにより行った。圧縮試験片は直径１５ｍｍ、高さ２２．５ｍｍの円柱状とし、６００ｔ油圧プレスにより圧縮加工し、限界圧縮歪（１ｎ（Ｈ０／Ｈ）：Ｈ０は初期試験片高さ、Ｈは割れの発生しなかった限界の高さ、ｎ（Ｘ）はＸの自然対数を表す）を求めた。
【００６１】
５．耐食性評価：耐食性の評価試験は、塩水噴霧試験によって行った。試験片としては、寸法直径１０ｍｍ、高さ５０ｍｍの円柱形上のものを用い、表面をエメリー紙により番手＃４００まで研磨加工し、洗浄した後、これを３５℃の５質量％塩化ナトリウム水溶液噴霧環境中にて９６時間暴露する。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。
以上の結果を表２に示す。
【００６２】
【表２】
2004002972.tif 000004
【００６３】
表２より、本発明のステンレス鋼として構成される快削合金材料は、熱間加工性、冷間加工性、耐食性も従来のステンレス鋼と比較して遜色がなく、さらに、被削性が従来のステンレス鋼に比べて向上していることがわかる。また、Ｎｏ．１９の比較合金と比べると、Ｎｏ．１〜１８の本発明合金は被削性が向上していることがわかる。さらに、比較合金Ｎｏ．２０と比較すると、ＷＳＯも少なく耐アウトガス性に優れていることがわかる。また、比較合金Ｎｏ．２７〜２９と比較すると、本発明合金Ｎｏ．２２〜２６は被削性が向上していることがわかる。すなわち本発明の発明合金は比較合金に比べ、耐食性、熱間加工性が遜色ないが、被削性が向上しており、さらに耐アウトガス性も向上していることがわかる。
【００６４】
（実施例２）
（Ｆｅ、Ｎｉ）系電磁材料、及び（Ｆｅ、Ｎｉ）系耐熱材料として用いられるＮｉ系合金にて構成される本発明の快削合金材料を以下の通り作製し、各試験に供した。まず、表３、表４、及び表５に示す種々の成分組成になる供試合金を、Ａｒ気流中で７ｋｇ誘導溶解し、直径８０ｍｍのインゴットを作製した。次に各インゴットを９５０〜１１００℃で熱間鍛造して直径２４ｍｍの丸棒としたのち、直径２３ｍｍまで切削後、直径２２ｍｍまで冷間圧延し供試合金とした。本実施例においては、（Ｆｅ、Ｎｉ）系電磁材料、及び（Ｆｅ、Ｎｉ）系耐熱材料として用いられるＮｉ系合金であって、前述の式（１）、及び式（２）において規定されたパラメータＸ、及びＹが条件式（１）、（２）、及び（３）を満足する発明合金を特に選択発明合金とする。
【００６５】
また、実施例１と同様の方法により、組織中の各介在物の同定を行った。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．２、１４、１９、２９、３６、３９、４９、５５などには、（Ｍｎ、Ｃｒ）Ｓが僅かではあるが認められた。また、発明合金Ｎｏ．３０の光学顕微鏡観察画像を図３にそれぞれ示す。
【００６６】
【表３】
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【００６７】
【表４】
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【００６８】
【表５】
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【００６９】
かくして得られたＮｉ系合金の熱間加工性及び被削性の評価を行うとともに、磁気特性、熱膨張係数、弾性定数のうちそれぞれのＮｉ合金に求められている特性について評価した。それぞれの評価方法は次の通りである。
１．熱間加工性試験：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。「○」は熱間鍛造加工によって実質的に欠陥が発生しなかったことを、「×」は熱間鍛造加工によって大きな割れが確認されたこと、「△」は、熱間鍛造加工によってグラインダーで削れるほどの軽微な傷が存在していることをそれぞれ示している。ここで、前述にて定義したパラメータＸ及びＹの範囲と、熱間加工性の評価結果の関係を図４に示す。
【００７０】
２．被削性評価：被削性評価は、直径５ｍｍのＳＫＨ５１ドリルを用い、回転数９１５ｒｐｍでドリル刃先に４１５Ｎを負荷し、鋼種に穿孔加工を施したとき、深さ１０ｍｍを穿孔するのに要する時間（秒）で評価した。パラメータＹ（質量％）と穿孔時間の関係を図５に示す。
【００７１】
３．磁気特性：磁気特性は、外径１０ｍｍ、内径４．５ｍｍ、厚さ５ｍｍのリング試料を作製し、１０００℃で焼鈍後、Ｂ−Ｈループトレーサーで、１Ｏｅの磁場中での磁束密度Ｂ１（Ｔ）、５Ｏｅの磁場中での磁束密度Ｂ５（Ｔ）、１０Ｏｅの磁場中での磁束密度Ｂ１０（Ｔ）、最大透磁率μｍ、及び直流保磁力Ｈｃ（Ａ／ｃｍ）等の直流磁気特性をそれぞれ測定した。
【００７２】
４．熱膨張係数、ヤング率の温度係数評価：熱膨張係数の評価は、直系５ｍｍ、高さ５０ｍｍの柱状試料を作製し、８３０℃で焼鈍後０〜８０℃の温度範囲にて測定した。また、ヤング率の温度係数の測定は、直系５ｍｍ、高さ５０ｍｍの柱状試料を作製し、１０００℃で溶体化後急冷処理し、その後、５８０〜５９０℃で時効熱処理することによって合金試料を作製した。その合金試料を用いて、自由共振弾性率測定器により２０〜１００℃でのヤング率を測定し、その温度係数を求めた。以上の結果を表６、及び表７に示す。
【００７３】
【表６】
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【００７４】
【表７】
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【００７５】
図４では、熱間加工性評価は、○、△、及び×プロットでそれぞれ示している。直線１は条件式（２）の境界線（Ｙ＝０．５Ｘ）であり、直線２は条件式（３）の境界線（０．２Ｙ＝ＷＣ）である。従来Ｎｉの含有量が多い場合、合金に快削元素としてＳを添加すると熱間加工性が極めて悪くなると見られてきた。しかしながら、表３、表４、及び表５に記載された成分値の選択発明合金Ｎｏ．１〜２０、及び発明合金のＮｏ．７１〜７５と比較例Ｎｏ．６６〜７０から、選択発明合金と比較合金、及び発明合金とを比較すれば、各１％以下の添加元素Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｍｏの含有量の大小に関わらず、条件式（１）、（２）、及び（３）を満足する選択発明合金は、比較合金、及び本発明合金に比べて熱間加工性が良好であることが判る。この条件では、硫化物系の介在物のうち、特に安定な炭硫化物系（Ｔｉ、Ｚｒ）４Ｃ２（Ｓ、Ｓｅ、Ｔｅ）２の介在物の割合が多くなることにより、熱間加工割れの原因となる（Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｉ）Ｓの形成が制御されるためと考えられる。この事は、実際に介在物の成分分析により確認されている。つまり、本発明合金において被削性の向上がみられ、さらに選択発明合金においては、被削性とともに熱間加工性も向上していることがわかる。
【００７６】
表６、及び表７を見れば、パーマロイＢをベース組成とする選択発明合金Ｎｏ．９〜１２の磁気特性は、比較合金Ｎｏ．６０に示したパーマロイＢ合金の特性値と比較して殆ど劣化していないが、被削性は大幅に向上していることがわかる。インバー合金類似の比較合金Ｎｏ．５９の低膨張材をベース組成とする選択発明合金Ｎｏ．５〜８の熱膨張係数もほとんど劣化していないが、被削性は大幅に向上している。すなわち、条件式（１）〜（３）を満たすようにＴｉ、Ｚｒ、及びＳ、Ｓｅ、Ｔｅを添加した本発明の選択発明合金は熱間加工性を低下させることなく、しかもベースの合金の機能特性も殆ど劣化することがない。
【００７７】
選択発明合金Ｎｏ．１７〜２６では、１２質量％を上限としてＣｒを添加しても、被削性向上効果を得ることが出来ることが判る。例えば、室温付近で弾性特性がほぼ一定な恒弾性合金である比較合金Ｎｏ．６１を、ベース組成とする選択発明合金Ｎｏ．２０〜２３は、熱間加工性が良好であるとともに被削性が大幅に向上しているが、ヤング率の温度係数も殆ど影響を受けておらず、恒弾性合金とし好適に使用することができる。
【００７８】
選択発明合金２７〜３６では、１８％を上限として、Ｃｏを添加した場合も、良好な熱間加工性、及び被削性向上効果が得られることがわかる。比較合金６２のガラス封着剤をベース組成とする選択発明合金Ｎｏ．３０〜３３の熱膨張係数も殆ど影響を受けずに、被削性が大幅に向上している。このようにＣｏを１８％以下の範囲で添加しても、本発明の効果は変わらず、被削性の優れたインバー合金として好適に使用することができる。また、Ｃｒ、及びＣｏを含有させる効果は、これらの元素を同時に含有させても得ることができる。
【００７９】
また、図５は、実施例２における合金のドリル穿孔時間をＹ（質量％）に対してプロットしたものである。同図に見られるようにＹが０．０１質量％未満になると、穿孔時間の増加が大きくなる傾向が認められる。
【図面の簡単な説明】
【図１】実施例１で行った実験の、第２発明合金Ｎｏ．２のＥＤＸ分析結果を示す図。
【図２】実施例１における発明鋼Ｎｏ．２の光学顕微鏡観察画像を示す図。
【図３】実施例２における選択発明鋼Ｎｏ．３０の光学顕微鏡観察画像を示す図。
【図４】実施例２におけるパラメータＸ及びＹの範囲と、熱間加工性の評価結果の関係を示すグラフ。
【図５】実施例２における合金のドリル穿孔時間をＹ（質量％）に対してプロットしたグラフ。
【図６】シェフラー状態図の一例を示す図。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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