(57)【要約】【課題】従来ヤング率は改善することができるが、被削性が大きく劣ることが通常であったホウ化物を利用した高剛性鋼の被削性を著しく改善することができる溶製高剛性鋼の被削性改善方法を新規に提案すること。【解決手段】純鉄又は鉄合金よりなるマトリックス相中に、４Ａ族元素、５Ａ族元素、６Ａ族元素及びＦｅを含むグループから選択される１種以上の元素を含むホウ化物又は／及びその複合化物を分散させた鋼であり、分散させたホウ化物又は／及びその複合化物のうち、体積率で８０％以上がＴｉＢ2からなると共に、鋼全体におけるＴｉＢ2の体積率が８〜２３％の範囲にあり、少なくとも最終的に切削加工される領域に相当する部位において、上記マトリックス相中に分散した粒径５μｍ以上のホウ化物、炭化物の個数が、０．５個／１０4μｍ2以下である。【選択図】図１
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
純鉄又は鉄合金よりなるマトリックス相中に、４Ａ族元素、５Ａ族元素、６Ａ族元素及びＦｅを含むグループから選択される１種以上の元素を含むホウ化物又は／及びその複合化物を分散させた鋼であり、
分散させた上記ホウ化物又は／及びその複合化物のうち、体積率で８０％以上がＴｉＢ2からなると共に、鋼全体におけるＴｉＢ2の体積率が８〜２３％の範囲にあり、
少なくとも最終的に切削加工される領域に相当する部位において、上記マトリックス相中に分散した粒径５μｍ以上のホウ化物、炭化物の個数が、０．５個／１０4μｍ2以下であることを特徴とする被削性の優れた溶製高剛性鋼。
【請求項２】
純鉄又は鉄合金よりなるマトリックス相中に、４Ａ族元素、５Ａ族元素、６Ａ族元素及びＦｅを含むグループから選択される１種以上の元素を含むホウ化物又は／及びその複合化物を分散させた鋼であり、分散させた上記ホウ化物又は／及びその複合化物のうち、体積率で８０％以上がＴｉＢ2からなると共に、鋼全体におけるＴｉＢ2の体積率が８〜２３％の範囲にある溶製高剛性鋼を製造する方法において、
溶解した鋼を鋳型内で冷却する際に、少なくとも最終的に切削加工される領域に相当する部位を、鋳造開始から９３０℃の間の温度域を平均冷却速度が０．３８×（ＴｉＢ2ｖｏｌ％）1.88（℃／分）以上となる条件で冷却することにより、上記マトリックス相中に分散させた粒径５μｍ以上のホウ化物、炭化物の個数を０．５個／１０4μｍ2以下とすることを特徴とする被削性の優れた溶製高剛性鋼の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、鋼のマトリックス相中にヤング率の優れたホウ化物を微細分散させることにより、高いヤング率を確保し、かつ、被削性を改善することができる溶製高剛性鋼、及びその製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
鉄鋼材料は、他の合金に比べ安価に入手可能であり、しかも合金の添加、焼入れ、焼もどし等の熱処理、浸炭、窒化等の表面硬化処理の実施によって、強度を大幅に改善することができる。そのため、非鉄合金に比較してはるかに多くの材料が高強度を要求される機械構造部材として製造され、使用されている。
【０００３】
そして、現在まで多数の研究により、高強度化のための方策が行われてきたにもかかわらず、省エネ化への期待が大きいことから依然として材料の高強度化への要求は極めて強く、現在においても様々な研究が進められている。
【０００４】
その一方で、軽量化を目的として部品寸法を小さくした場合、使用中の負荷による弾性変形量が増加するという問題が生じる。そのため、極端に部品寸法を小さくできないという問題があった。このような背景の中で最近開発されたのが、高剛性鋼と呼ばれる材料である。この鋼は、通常の鋼に比べヤング率が高いため、材料の高強度化の結果、部品寸法が小さくなっても、部品の弾性変形が小さくて済む。かつ鋼であることから、通常の鋼と同様に熱処理等による高強度化策の適用が可能になるという優れた特徴を有するものである。このような高剛性鋼としては、例えば、特許文献１に示される鋼が、出願公開されている。
【０００５】
【特許文献１】特開２００４−２１８０６９号公報
【０００６】
特許文献１には、鉄又は鉄合金からなるマトリックス中に４Ａ族元素、５Ａ族元素、６Ａ族元素及びＦｅを含むホウ化物又は／及びその複合化物を所定量分散させたことを特徴とする高剛性鋼について記載されている。すなわち、４Ａ族元素、５Ａ族元素、６Ａ族元素からなるホウ化物は、ヤング率が少なくとも３００ＧＰａを超えており、Ｔｉ等一部のホウ化物は５００ＧＰａを越えていることからＦｅの約２００ＧＰに比べはるかに高く、これらの高剛性のホウ化物を鋼のマトリックス相中に分散させることによって、鋼の持つ優れた特性を活かしつつヤング率を高めることが可能になるからである。
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
しかしながら、前記したホウ化物を分散させることによって得られる高剛性鋼には、以下の問題がある。
すなわち、特許文献１に記載の鋼は、ヤング率の高い鋼を得ることを最重点において発明の構成が検討されている。しかしながら、実際の使用を考えると、高剛性鋼であるかどうかに関係なく、最終製品形状に仕上げる際には、機械加工が必須となるため、機械加工が可能な鋼でないと実用化が難しい。
【０００８】
それに対し、前記特許文献によって提案されている高剛性鋼は、そのヤング率を向上するために、前記した通りＴｉＢ2を主とし、４Ａ族、５Ａ族、６Ａ族元素のホウ化物が使用されている。これらのホウ化物は、ヤング率が高いという特徴だけでなく、極めて硬いという特徴を有しており、例えばＴｉＢ2においては、その硬さは約Ｈｖ３０００と、通常用いられる鋼に比較して著しく高い。
【０００９】
従って、高いヤング率を確保するために、分散させるホウ化物の量を増量していくと、切削時の工具への負担が急増し、得られる被削性が急降下する。そのため、せっかくヤング率の向上という点では目的を達成できても、その一方で機械加工性が極めて劣る材料となってしまう。具体的には、例えば、ＴｉＢ2を体積率で１５〜２０％程度分散させた場合は、これを分散させてない場合の切削性を１００とした場合、１程度まで低下し、実質的に機械加工は不可能なレベルとなる。
それ故、もともとホウ化物の分散によって高価となることが避けられない高剛性鋼の使用の実用化を、より一層困難にしてしまうという問題があった。
【００１０】
また、鋼の製造方法としては、合金粉末原料を成形して成形体を作製し、これを焼結させることによって高剛性鋼を製造する、いわゆる粉末冶金法がある。しかし、この方法は非常に高価で、生産効率も低いため、生産性に優れる溶製鋼の分野で上記問題を解決することが望まれる。
【００１１】
本発明は、以上記載した問題点を解決するために成されたものであり、従来ヤング率は改善することができるが、被削性が大きく劣ることが通常であったホウ化物を利用した高剛性鋼の被削性を著しく改善することができる溶製高剛性鋼の被削性改善方法を新規に提案し、高剛性鋼を使用した製品の製造コスト低減に大きく貢献することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１２】
請求項１に記載の発明は、純鉄又は鉄合金よりなるマトリックス相中に、４Ａ族元素、５Ａ族元素、６Ａ族元素及びＦｅを含むグループから選択される１種以上の元素を含むホウ化物又は／及びその複合化物を分散させた鋼であり、
分散させた上記ホウ化物又は／及びその複合化物のうち、体積率で８０％以上がＴｉＢ2からなると共に、鋼全体におけるＴｉＢ2の体積率が８〜２３％の範囲にあり、
少なくとも最終的に切削加工される領域に相当する部位において、上記マトリックス相中に分散した粒径５μｍ以上のホウ化物、炭化物の個数が、０．５個／１０4μｍ2以下であることを特徴とする被削性の優れた溶製高剛性鋼にある。
【００１３】
本発明の溶製高剛性鋼は、上記のごとく、少なくとも最終的に切削加工される領域に相当する部位において、上記マトリックス相中に分散した粒径５μｍ以上のホウ化物および炭化物の個数が、０．５個／１０4μｍ2以下である。これによって、従来のホウ化物、炭化物の最大粒径について全く制御していない場合と比較して著しく被削性を改善した溶製高剛性鋼を提供することができる。
【００１４】
なお、このようなホウ化物及び炭化物の個数の条件を満たす範囲が、上記溶製高剛性鋼の全体にあることが最も好ましいが、被削性の特性から見れば、最終的に切削加工される領域に該当する部位が上記条件を満たせば十分である。ここで、最終的に切削加工される領域に該当する部位とは、鋳造のまま使用される場合には、その状態での被削領域の部位をいい、鋳造後に圧延等の塑性加工を加える場合には、最終製品における被削領域を鋳造直後の状態に対応させた場合の領域を含む部位をいう。
【００１５】
上記マトリックス相中に分散した粒径５μｍ以上のホウ化物、炭化物の個数が、０．５個／１０4μｍ2を超える場合には、そのホウ化物または炭化物の存在によって、被削性の改善効果が低下してしまう。最も好ましくは粒径５μｍ以上のホウ化物及び炭化物を皆無とするのがよい。
このような優れた溶製高剛性鋼を製造する方法として、次の発明がある。
【００１６】
請求項２に記載の発明は、純鉄又は鉄合金よりなるマトリックス相中に、４Ａ族元素、５Ａ族元素、６Ａ族元素及びＦｅを含むグループから選択される１種以上の元素を含むホウ化物又は／及びその複合化物を分散させた鋼であり、分散させた上記ホウ化物又は／及びその複合化物のうち、体積率で８０％以上がＴｉＢ2からなると共に、鋼全体におけるＴｉＢ2の体積率が８〜２３％の範囲にある溶製高剛性鋼を製造する方法において、
溶解した鋼を鋳型内で冷却する際に、少なくとも最終的に切削加工される領域に相当する部位を、鋳造開始から９３０℃の間の温度域を平均冷却速度が０．３８×（ＴｉＢ2ｖｏｌ％）1.88（℃／分）以上となる条件で冷却することにより、上記マトリックス相中に分散させた粒径５μｍ以上のホウ化物、炭化物の個数を０．５個／１０4μｍ2以下とすることを特徴とする被削性の優れた溶製高剛性鋼の製造方法にある。
【００１７】
本発明のポイントは、溶解後の凝固過程において、通常より速い速度で冷却することにより、粗大なホウ化物、炭化物の生成を抑え、大きさが５μｍを超えるホウ化物、炭化物を皆無とするか、あるいは存在しても非常にわずかな量となるように抑制することにより、高剛性鋼の被削性が著しく改善されることを新規に見出した点にある。
【００１８】
以下、本発明の完成に到ったポイントについて説明する。
従来からホウ化物を分散させた高剛性鋼の機械的性質を高める方策として、ホウ化物の粒径を細かくした方が良いということは知られていた。ところが、従来の公知文献では、ホウ化物の粒径が細かい方が望ましいといった程度のことが明らかにされているだけで、具体的にホウ化物の粒径をどの程度細かくしたら、どの特性がどの程度改善されるのか、また被削性に対してどの程度の改善効果が得られるのか、大きな粒径のホウ化物がどの程度存在していたら優れた被削性を確保するのに問題となるのか、また、そのようなホウ化物の粒径を得るのにどのような条件で製造すれば良いのかといった具体的な検討がされたものがなく、ホウ化物を利用した高剛性鋼の被削性を大幅に改善する手段について、効果的な手段が開示されていなかった。その結果、Ｔｉホウ化物を用いた高剛性鋼が被削性が大きく劣るという問題が明らかであるにもかかわらず、その問題を大幅に改善できる根本的な解決策が見出されていないのが現状であった。
【００１９】
そこで、本発明者等は、その点を具体的に明らかにするため、ＴｉＢ2の分散量及び凝固時の冷却速度を変化させた際に得られるホウ化物の粒径の変化、ＴｉＢ2の粒径分布による被削性の変化等について詳細に調査し、下記の結果を得ることにより本発明の完成に到ったものである。
【００２０】
（１）ホウ化物の粒径は、ＴｉＢ2の分散量によって大きく変化し、ＴｉＢ2の量が多いと、細かい粒径を得るには、ＴｉＢ2の量が少ない場合に比べ速い速度で冷却する必要がある。そして、被削性に最も大きく影響するのは、５μｍ以上のホウ化物、炭化物の存在であり、５μｍ以上のホウ化物、炭化物の生成を極力防止できるように製造すれば、そうでない場合に比較して被削性を大幅に改善できる。
【００２１】
（２）溶製法によって大量生産する場合、溶製した後鋳型内に鋳造し、５００ｋｇ〜４ｔｏｎ程度の鋼塊を製造することとなるが、この際、鋳造開始から９３０℃までの温度域をＴｉＢ2の分散量によって定められる速度（０．３８×ＴｉＢ2ｖｏｌ％1.88［℃／ｍｉｎ］）以上の冷却速度で冷却すると、５μｍを超えるホウ化物、炭化物の生成が完全に防止できるか、仮に生成した場合でも非常に少ない個数で抑えることができ、その結果、機械加工時の工具への負担が著しく低減して被削性が大幅に向上する。なお、上記冷却速度の下限値（０．３８×ＴｉＢ2ｖｏｌ％1.88［℃／ｍｉｎ］）は、後述する実施例に示すごとく、数多くの実験により求めたものである。
【００２２】
なお、前記鋼塊を通常の自然空冷により製造した場合には、この冷却速度に比べ著しく遅い冷却速度しか得られないため、本発明の方法により製造した高剛性鋼は、従来のように溶製して得られた鋼塊を単純に自然空冷した場合と比較すると、被削性を大幅に改善することができる。
なお、実生産を考えると、鋼塊はある程度大きなものとする必要があるが、鋼塊を大きくすると冷却速度が低下し、粒が粗大化して被削性が低下するため、数百ｋｇ程度の量産としては断面積の小さい鋼塊を使用することが望ましい。
【００２３】
（３）Ｔｉホウ化物は、凝固時に晶出し、マトリックス相中に存在するが、室温まで冷却した結果得られるホウ化物の大きさは、凝固後、マトリックスの変態が完了する温度付近まで冷却される過程で決定される。従って、凝固まで（＝固相線温度まで）の冷却速度を速くするだけでなく、多くの実験の結果から、少なくとも鋳造開始から９３０℃までの間の冷却速度を調整する必要がある。なお、より好ましくは、その鋼の液相線温度がわかっている場合には、その温度＋５０℃程度以上の温度から９３０℃までの間を厳密に調整すれば足りるが、液相線温度を正確に把握するのは、困難な場合が多い。
【００２４】
次に、本発明である被削性に優れた高剛性鋼の製造方法の発明における各条件の限定理由について説明する。
本発明では、マトリックス相を純鉄又は鉄合金とし、非常に広い範囲を指定している。これは、非常に硬度の高いホウ化物を分散させた場合に被削性が低下するというのは、マトリックス相の合金成分に関係なく共通した課題であること、本発明で指定した通りの方法でホウ化物を非常に微細に分散させた状態とすれば、マトリックス相にいかなる成分が含有しているかに関係なく、著しい被削性改善効果が得られることを確認したため、このように指定したものである。従って、耐食性が必要な環境ではステンレス鋼のマトリックス相を選択する等というように、使用する環境に合わせて、適切に選択した上で、本発明で開示した方法を適用すれば、使用環境に適し、被削性に優れた高剛性鋼を得ることができる。
【００２５】
次に生成させるホウ化物をＦｅ以外では４Ａ族、５Ａ族、６Ａ族元素に限定したのは、前記した特許文献等で既に公知となっている通り、これらのホウ化物のヤング率が高く、ヤング率を高めるのに適しており、その中でもＴｉホウ化物は、ヤング率が高く密度が小さいという特徴を有し、かつ凝固時に容易に生成し分散させることが可能なため、前記特許文献と同様に分散させるホウ化物の８０％以上をＴｉＢ2に限定したものである。
【００２６】
なお、Ｆｅを含むホウ化物を含めたのは、添加したＢの一部が、４Ａ族元素、５Ａ族元素、６Ａ元素と結合せず、多量に存在するＦｅと結合する場合があり、Ｆｅを含むホウ化物の存在を全く認めないとすると製造が困難になる可能性があるからである。
【００２７】
次に、各種数値限定した各々の条件について、それぞれの限定理由を説明する。
＜分散させた上記ホウ化物又は／及びその複合化物のうち、８０％以上がＴｉＢ2＞
ＴｉＢ2は、ホウ化物の中でもヤング率が高く、密度が低いという特徴を有している。また、凝固時にＴｉとＢを含む原料を添加することによって、容易に安定したホウ化物として生成させることができる。従って、ヤング率向上効果及び製造性の点を考慮すると、他のホウ化物を使用する場合に比較して大きく優れているため、分散させるホウ化物又は／及びその複合化物のうち、８０％以上をＴｉＢ2とすることが必要である。もし、ＴｉＢ2以外のホウ化物が増加すると、ＴｉＢ2の割合が高い場合に比較してヤング率向上効果が小さくなるという問題が生じる。
【００２８】
＜鋼全体におけるＴｉＢ2の体積率が８〜２３％の範囲＞
本発明では、高いヤング率を示すホウ化物を鉄又は鉄合金よりなるマトリックス中に分散させることにより、高いヤング率を達成している。従って、分散させるホウ化物が少ないとヤング率向上効果が十分に得られなくなる。そのため、上述したごとく、ホウ化物又は／及びその複合化物のうち、８０％以上を占めるＴｉＢ2に換算した分散量を、体積率で少なくとも８％以上とすることとした。但し、ＴｉＢ2の分散量が増加すると、粗大化しやすくなり、凝固時の冷却速度を最適化しても十分に微細分散させることが難しくなり、被削性を十分に高めることが困難になるため、鋼全体に対するＴｉＢ2のみの分散量は、体積率で２３％以下とする。なお、ＴｉＢ2の分散量の範囲と比率の関係から、ホウ化物全体の分散量としては、その下限値は１００％がＴｉＢ2である場合の８％、その上限値は８０％がＴｉＢ2である場合の２８．７５％の範囲まで許容されることとなる。
【００２９】
次にホウ化物等の粒径、凝固速度の限定理由について説明する。
＜ホウ化物、炭化物（複合化物も含む）のうち５μｍ以上のものが０．５個／１０4μｍ2以下＞
ホウ化物、炭化物の最大粒径は、本発明のうち最も重要となる条件である。すなわち、前記した通りこれらの分散物は、非常に高硬度であるため、その存在によって機械加工時に工具に大きな負荷をかける原因となるが、粒径を細かくすることによりその負荷が減少し、被削性の改善が可能になるからである。そして、本発明者等が詳細に検討した結果、微細なホウ化物、炭化物については、被削性への悪影響は比較的小さく、大きなホウ化物、炭化物が存在すると、個数は少なくても大きく被削性が低下することを見出した。そこで、被削性への悪影響が問題となる大きなホウ化物、炭化物、具体的には、５μｍ以上のホウ化物、炭化物の個数の上限を厳しく限定することにより、被削性の改善を図ったものである。
【００３０】
従って、５μｍ以上の大きさのホウ化物、炭化物は０個とするのが望ましく、冷却速度の最適化により大部分のホウ化物、炭化物の大きさを５μｍ未満とすることを特徴とするものであるが、仮に５μｍ以上のホウ化物、炭化物が存在したとしても０．５個／１０4μｍ2以下に抑えることを特徴とするものである。
【００３１】
ここで、ホウ化物だけでなく、炭化物も含めて規定しているのは、４Ａ族、５Ａ族、６Ａ族の元素はＴｉは勿論のこと、他の元素もＣと結合して炭化物となりやすい元素ばかりであるということと、炭化物もホウ化物と同様に高硬度であるため、ホウ化物と同様に微細にする必要があるためである。なお、炭化物も冷却速度を速くすることによって微細とすることができ、かつ、ＴｉＢ2に比較して炭化物の量は少量であるため、前記式を満足するように冷却することにより、５μｍ以上の炭化物の量を被削性に大きな悪影響が生じない程度に低減することができる。
また、実際のホウ化物、炭化物は単純な円形状のみではなく、様々な形状で存在しているため、権利範囲を明確にするため、ここで言う粒径とは円相当直径を言うものとする。
【００３２】
＜鋳造開始温度〜９３０℃の間の平均冷却速度が０．３８×（ＴｉＢ2ｖｏｌ％）1.88（℃／分）以上＞
ホウ化物の粒径は、ホウ化物となるＴｉＢ2の分散量が多いほど粗大化しやすいという傾向となる。従って、分散量が多いほどより速い速度で冷却する必要があり、鋳造開始温度〜９３０℃の間の平均冷却速度が０．３８×（ＴｉＢ2ｖｏｌ％）1.88（℃／分）以上となるように冷却する必要がある。なお、鋳型内で冷却する場合、当然の如く表面に比べ内部は冷却速度が遅くなる傾向となるため、その点を考慮せずに冷却条件を決めてしまうと、表面に比べ内部の方がホウ化物、炭化物の粒径が大きくなり、安定して優れた被削性が得られなくなる可能性がある。
【００３３】
従って、実際に冷却条件を決める際は、最終的に切削加工される領域に相当する内部の部位において、前記式を満足する条件で冷却されるように、調整する必要がある。
切削加工の領域が断面の中心付近まで達する予定がある場合には、最も冷却速度が遅くなる内部の位置まで、前記式を満足する条件で冷却されるよう調整することが好ましい。
なお、上記冷却速度の下限値（０．３８×ＴｉＢ2ｖｏｌ％1.88［℃／ｍｉｎ］）は、後述する実施例に示すごとく、数多くの実験により求めたものである。
【００３４】
また、ここで、平均冷却速度の温度範囲を鋳造開始温度〜９３０℃という広い温度範囲での冷却速度を指定しているのは、凝固した後も高温度の状態では組織変態や、ホウ化物、炭化物の成長等が起きるため、ある程度低い温度に低下するまで速い速度で冷却しないと、粒径を安定して５μｍ以下に制御することが難しくなるためである。
【００３５】
次に上記溶製高剛性鋼に好適な成分について説明する。
本発明の高剛性鋼に含有する成分のうち、特に影響が大きいと考えられる成分であるＣ、Ｔｉ、Ｂについて、その含有範囲の好適な範囲を明確にする。具体的には、質量％でＣ：０．５０％以下、Ｔｉ：４．２〜８．８％、Ｂ：１．８〜４．０％を含有することが好ましい。
【００３６】
上記に規定していない成分についても、使用する環境に応じて添加することは、当然可能である。以下、Ｃ、Ｔｉ、Ｂの含有率の好適な範囲を限定した理由について説明する。なお、ここで規定している含有率の範囲は、マトリックス相と分散させたホウ化物の両方を含め、全体を１００質量％とした場合における含有率を意味する。
【００３７】
Ｃ：０．５０％以下；
ＣはＴｉと非常に結合しやすい元素であり、その一部がＴｉＣとなってマトリックス相中に存在し、本来ホウ化物としてマトリックス相中に分散させるために添加したＴｉの一部がホウ化物として分散できない原因となる元素である。従って、ヤング率の向上を優先し、Ｔｉをホウ化物としてより有効に分散させたい場合には、Ｃの含有はできるだけ低く抑えるのが良く、０．１５％以下程度とするのがより好ましい。
【００３８】
しかしながら、ＣはＦｅに比べ原子直径が小さく、浸入型原子としてマトリックス相中に固溶し、素地の強化に有効な元素であり、前記デメリットを考慮しても、少量のＣを添加して固溶強化を図った方が良い場合がある。また、ＴｉＣが存在すると、ＴｉＢ2が細長く六角柱状に成長するのを抑制し、かつＴｉＢ2、ＴｉＣのそれぞれが同位置に互いに微細に分散したＴｉ炭ホウ化物（ＥＰＭＡで同じ位置からＴｉ、Ｂ、Ｃの３元素全てが検出される。）を形成し、このＴｉ炭ホウ化物が生成した効果によって被削性が改善される。従って、ホウ化物の分散量が比較的多い場合には、Ｃを意図的に添加し、機械加工性の改善を図ることが可能である。
【００３９】
但し、Ｃの添加量を多くしすぎると、ＴｉＣの量が増加して狙いとする量のＴｉＢ2を分散させるために必要なＴｉ量が増加し、ヤング率向上効果が低下するため、上限を０．５０％とした。
【００４０】
Ｔｉ：４．２〜８．８％、Ｂ：１．８〜４．０％；
本発明では前記した通り、ホウ化物等の分散量の８０％以上をＴｉＢ2としている。また、前記した通り、ＴｉＢ2は、その量が増加すると、被削性が低下するため、上限を体積率で２３％とする。従って、この条件を満足するためには、添加するＴｉ、Ｂの量を適切に調整することが好ましく、その範囲をＴｉは４．２〜８．８％、Ｂは１．８〜４．０％とすることが好ましい。また、ＴｉＢ2以外のホウ化物の生成を抑制するためには、ＴｉとＢの添加量のバランスがとれていることが必要であり、特にＢがＴｉの添加量と比較して過剰添加でないことが好ましい。すなわち、ＴｉとＢの配合比が原子数比で１：２（質量比でＴｉ／Ｂ＝２．２１５）に近くなるようにすることが好ましい。これによりＴｉＢ2の比率を高めることができる。
【００４１】
次に、本発明の溶製高剛性鋼における、凝固後の熱処理によるホウ化物、炭化物粒径への影響について説明する。
添加したＴｉ、Ｂは、大部分が凝固時に晶出してホウ化物となり、マトリックス相中には、ほとんど固溶していない。従って、凝固させた後に熱処理を行ってもマトリックス相中のＴｉ、Ｂが析出して粒が成長するということがなく、粒径はほとんど変化しないため、問題とならない。また、マトリックス相中にＣを固溶させている場合には、熱処理によってＴｉＣ等炭化物が成長したとしても、もともとわずかしか存在しないため、被削性には大きな影響がない。
つまり、本発明の構成が得られていれば、その後に熱処理をしても被削性を維持することができる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００４２】
（実施例）
本発明の溶製高剛性鋼の優れた特性を評価すべく、本発明の実施例としての供試材（Ｎｏ．１〜７）と比較例としての供試材（Ｎｏ．８〜１５）を作製し、被削性を評価する試験を行った。
即ち、真空誘導溶解炉を用いて、表１に示す成分組成の鋼を同表に示した加熱溶解温度まで加熱、溶解した後、鋳型内に鋳造した。この鋳造の際に、同表の製造履歴に示すごとく、鋳型の大きさ、鋳型の冷却条件等を変化させることによって、冷却速度を制御し、それによるホウ化物粒径の変化及び被削性への影響を調査した。なお、冷却条件について特に記載していないものは、自然空冷であることを意味する。
【００４３】
【表１】
2007211291.tif 000003
【００４４】
評価は、供試材の中心部（丸棒中心軸線上の部位）で行った。本発明では、冷却速度によって得られる特性が大きく変化する可能性があるため、同じ供試材であっても冷却速度の速い表面部と表面に比較して冷却速度の遅い中心部では、得られる被削性が異なる可能性がある。
そこで、冷却速度も評価する部位に一致させるため、中心部での鋳造開始から９３０℃に達するまでの平均冷却速度を表１に示した。この冷却速度は、各供試材の凝固時の表面温度を実測し、測定した温度データから供試材表面での熱伝達係数を求め、数値計算で中心部の温度変化を推定することにより求めた。
【００４５】
被削性の評価は次のように行った。
試験片は鋳型内に鋳造後、φ３０ｍｍの丸棒に鍛伸し、丸棒の中心軸を含む平面で切断した後、中心軸線上を表３に示す条件でエンドミル加工し、逃げ面摩耗量が０．３ｍｍになるまでの切削距離により評価した。そして、表１に示すＴｉＢ2を分散させていない鋼の切削距離を１００とした場合の値を表２に示した。
【００４６】
ヤング率は、上記鍛伸した供試材の中心部より、１×２×１１．２ｍｍの角棒を作製し、水晶振動子を用いた複合振動子法により測定した。なお、水晶振動子の共振周波数は、１１０．２５ｋＨｚである。
【００４７】
また、各供試材におけるホウ化物の体積分率は、任意に選択した面積が１ｍｍ2の視野を対象に、画像解析装置を用いて面積率（＝体積率）を測定するという手順により求め、表２に示した。また、ホウ化物の種類の判定は、ＥＰＭＡ分析装置を用いて行い、全ホウ化物及びその複合化物におけるＴｉＢ2の比率は、色調判別によりＴｉＢ2と判断できた粒子の面積率（＝体積率）を画像解析装置で測定することにより求めた。また、ＴｉＢ2の体積分率は、上記ホウ化物の体積分率に上記ＴｉＢ2の比率を掛けた値である。
【００４８】
また、各供試材における、マトリックス中に分散した粒径５μｍ以上のホウ化物、炭化物の個数は、１ｍｍ2の面積の視野を画像解析装置で調査し、円相当直径で５μｍ以上の粗大粒を測定するという手法により求め、表２に５μｍ以上の粒子数として示した。なお、円相当直径は自動換算可能な画像解析ソフトを用いることにより５μｍ以上の粒子の存在を自動的に検出した。この値には、ホウ化物だけでなく、５μｍ以上の炭化物の粒子数も含めた。但し、予めＥＰＭＡにて粒子の種類を確認したが、大部分がＴｉＢ2等のホウ化物であり、炭化物は非常にわずかであった。
【００４９】
【表２】
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【００５０】
【表３】
2007211291.tif 000005
【００５１】
次に、各供試材について、図１に示すごとく、横軸に、マトリックス相中に分散した粒径５μｍ以上のホウ化物、炭化物の個数をとり、縦軸に、被削性をとった相関図を作製した。同図から知られるごとく、上記の粒径５μｍ以上のホウ化物、炭化物の個数と被削性には明らかに相関があり、被削性が２０以上になることを達成するには、少なくとも上記粒径５μｍ以上のホウ化物、炭化物の個数が０．５個／１０4μｍ2以下であることが必要であることがわかる。
【００５２】
次に、図２には、横軸に、各供試材のＴｉＢ2の鋼全体に対する体積％をとり、横軸に冷却速度を取った図を示した。また、上記の粒径５μｍ以上のホウ化物、炭化物の個数が０．５個／１０4μｍ2以下である場合を記号○（符号Ｅ）により示し、それを超える個数の場合を記号△（符号Ｃ）により示した。
【００５３】
同図から知られるごとく、少なくとも、直線Ａよりも上方の領域Ｓ１に入る冷却速度であれば上記の個数の条件を具備することがわかる。直線Ａをｘ軸、ｙ軸の関数として求めると、同図に示すごとく、ｙ＝０．３８×ｘ1.88となる。即ち、冷却速度（℃／ｍｉｎ）は、０．３８×（ＴｉＢ2ｖｏｌ％）1.88（℃／分）以上となる条件とすればよいことがわかる。
表２における「必要冷却速度」としては、冷却速度（℃／ｍｉｎ）＝０．３８×（ＴｉＢ2ｖｏｌ％）1.88（℃／分）の式により計算した値を示してある。
【００５４】
表２、図１、図３から知られるごとく、例えば比較例の供試材Ｎｏ．１５のように、ホウ化物を全く分散させない場合には、通常行われる冷却速度によって作製しても、被削性は優れる。この場合の被削性を１００とすると、例えば比較例試料１２のように、通常行われているように、冷却速度について特別な調整をせずに単純に空冷した場合であって、ＴｉＢ2を１５％程度分散すると極端に加工性が低下して１程度に低下する。即ち、この場合には、実質的に機械加工は不可能となる。
【００５５】
これに対し、本願発明の範囲の鋼（供試材Ｎｏ．１〜７）は、いずれも、９．５〜２２％の体積率の範囲の高い割合でＴｉＢ2を分散させているにもかかわらず、少なくとも特定範囲の冷却速度を上記のごとく高めて粒径５μｍ以上のホウ化物、炭化物の個数を０．５個／１０4μｍ2以下に低減することによって、格段に被削性が向上していることがわかる。勿論、今回の発明によって得られる溶製高剛性鋼は、通常鋼の被削性を１００として、まだまだ被削性が２０〜４５程度であるが、従来のものから比べると、その改善度合いは注目に値するものである。この程度まで被削性を高めることができれば、工具の工夫、加工条件の工夫等により、実際に機械加工が可能なレベルまで改善することができる。
【００５６】
なお、上記実施例では、具体的な成分組成の鋼を示したが、マトリックス相の成分は上記成分に限定はしない。即ち、マトリックス相の成分によっても当然被削性は変化するが、ホウ化物を分散させることによる影響の方がはるかに大きく、本発明のように冷却速度を調整してホウ化物を微細分散させれば、マトリックス相の成分に関係なく、大きな被削性向上効果を得られるためである。従って、マトリックス相は、使用環境に合わせた適切な成分（例えば、優れた耐食性が要求される場合にはステンレス鋼とする等）を選択すれば良い。
【図面の簡単な説明】
【００５７】
【図１】実施例における、マトリックス相中に分散した粒径５μｍ以上のホウ化物、炭化物の個数と、被削性との関係を示す説明図。
【図２】実施例における、ＴｉＢ2の鋼全体に対する体積％と、冷却速度との関係を示す説明図。
【符号の説明】
【００５８】
Ｅ  本発明としての供試材
Ｃ  比較例としての供試材
【図１】
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【図２】
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