CN104995324B - 含铅易切削钢 - Google Patents

含铅易切削钢 Download PDF

Info

Publication number
CN104995324B
CN104995324B CN201480009269.4A CN201480009269A CN104995324B CN 104995324 B CN104995324 B CN 104995324B CN 201480009269 A CN201480009269 A CN 201480009269A CN 104995324 B CN104995324 B CN 104995324B
Authority
CN
China
Prior art keywords
steel
field trash
cutting
fine
content
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Active
Application number
CN201480009269.4A
Other languages
English (en)
Other versions
CN104995324A (zh
Inventor
桥村雅之
渡里宏二
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Nippon Steel Corp
Original Assignee
Nippon Steel Corp
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Nippon Steel Corp filed Critical Nippon Steel Corp
Publication of CN104995324A publication Critical patent/CN104995324A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN104995324B publication Critical patent/CN104995324B/zh
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/008—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tin
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/08—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing nickel
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/16—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
    • B22D27/00—Treating the metal in the mould while it is molten or ductile ; Pressure or vacuum casting
    • B22D27/04—Influencing the temperature of the metal, e.g. by heating or cooling the mould
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/004—Dispersions; Precipitations
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2261/00—Machining or cutting being involved
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)
  • Treatment Of Steel In Its Molten State (AREA)

Abstract

本发明提供切削性优异的含铅易切削钢。本实施方式的含铅易切削钢以质量％计含有：C：0.005～0.2％、Mn：0.3～2.0％、P：0.005～0.2％、S：0.01～0.7％、Pb：0.03～0.5％、N：0.004～0.02％、和O：0.003～0.03％，余量包含Fe和杂质。进而，钢中的具有0.01～0.5μm的当量圆直径的Pb夹杂物(40)的数量为10000个/mm2以上。

Description

含铅易切削钢
技术领域
本发明涉及易切削钢，更详细而言，涉及含有铅的含铅易切削钢。
背景技术
汽车、电气化制品等一般的机械制品包含多个部件。这些部件大多通过切削加工来制造。因此，对作为部件的原材料的钢要求“易切削”、即优异的切削性。
易切削钢的切削性优异。代表性的易切削钢例如为由JIS标准规定的SUM23、SUM24L等。Pb由于提高钢的的切削性，因此，易切削钢大多含有Pb。以下，将含有Pb的易切削钢称为含铅易切削钢。
近年来，出于对环境的考虑，提出了抑制Pb含量的易切削钢、不含有Pb的无Pb易切削钢。然而，含铅易切削钢在切削性方面优异。因此，即便现在，含铅易切削钢的需要也高。最近，对部件的形状和表面粗糙度等表面品质要求更高的精度。因此，即便对于含铅易切削钢也要求切削性的进一步的提高。
一直以来，已知的是如果含有Pb，则切削性提高。然而，基本没有关于钢中的Pb的存在形态的报告事例。另外，上述低碳含铅易切削钢SUM24L含有Pb、S和P。然而，SUM24L的切削性有时也不充分，有时无法得到期望的表面粗糙度。另外，与SUM24L相当的化学组成中如果还含有提高切削性的S、P，则切削性提高，但是在制造工序中容易产生裂纹。
日本特开平11-222646号公报(专利文献1)和日本特开2004-176175号公报(专利文献2)提出了易切削钢的切削性的改善的方案。具体而言，专利文献1和专利文献2中，控制钢中的MnS夹杂物的形态来提高钢的切削性。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开平11-222646号公报
专利文献2：日本特开2004-176175号公报
然而，含铅易切削钢的情况下，仅仅单纯地控制MnS夹杂物的形态时，有时无法得到充分的切削性。
发明内容
本发明的目的在于提供切削性优异的含铅易切削钢。
对于本实施方式的含铅易切削钢，以质量％计，含有：C：0.005～0.2％、Mn：0.3～2.0％、P：0.005～0.2％、S：0.01～0.7％、Pb：0.03～0.5％、N：0.004～0.02％、和、O：0.003～0.03％，余量包含Fe和杂质。进而，钢中的具有0.01～0.5μm的当量圆直径的Pb夹杂物数为10000个/mm2以上。
本实施方式的含铅易切削钢具有优异的切削性。
优选的是，上述含铅易切削钢中，钢中的具有0.01～0.5μm的当量圆直径的Pb夹杂物数、和具有0.01～0.5μm的当量圆直径的MnS夹杂物数的总计为15000个/mm2以上。
上述含铅易切削钢可以含有选自由Cu：0.5％以下、Ni：0.5％以下、和Sn：0.5％以下组成的组中的1种或2种以上代替一部分Fe。另外，上述含铅易切削钢可以含有选自由Te：0.2％以下、和Bi：0.5％以下组成的组中的1种以上代替一部分Fe。进而，上述易切削钢可以含有选自由Cr：0.5％以下、和Mo：0.5％以下组成的组中的1种以上代替一部分Fe。
附图说明
图1A为切削时切屑瘤大的情况的切削面附近的截面图。
图1B为切削时切屑瘤小的情况的切削面附近的截面图。
图2为钢中的Pb夹杂物和Pb-MnS夹杂物的照片图像。
图3为基质中的微细的Pb夹杂物的照片图像。
图4为用于说明铸造工序的冷却速度的示意图。
图5A为用于说明凸缘切削试验的示意图。
图5B为用于说明凸缘切削试验的其他示意图。
具体实施方式
以下，参照附图对本发明的实施方式详细地进行说明。对图中同一或相当部分标注同一符号不重复其说明。以下，元素的含量的“％”是指质量％。
本发明人等关注于含铅易切削钢中的Pb夹杂物和MnS夹杂物的形态与切削性的关系，进行了调查和研究。其结果，本发明人等得到以下见解。
(A)如果钢的切削性高，则经切削加工的钢材的表面粗糙度变良好，切削工具的寿命也延长。切削性受到切削中附着于切削工具的刀尖的“切屑瘤”的影响。
切屑瘤是指，被切削的钢材的一部分，切削加工中的附着于切削工具的刀尖的物质。切削中，切屑瘤边重复自工具的脱落和附着，边作为实质性的刀尖发挥功能。因此，切屑瘤对切削性有影响。
图1A和图1B为在切削加工的中途拆下切削工具后的、切削面附近的截面图。图中的白色的虚线是指，切削工具3的刀尖位置。图1A中，形成有大的切屑瘤2，切屑瘤2从切削工具3分离附着于钢材1。另一方面，图1B中，切屑瘤与图1A相比足够小，因此，与切削工具3一起从钢材1脱离。
如以上所述，如果切屑瘤较大地生长，则切屑瘤易于附着于钢材。附着于钢材的切屑瘤与切削工具再次接触。此时，切削工具有时损坏。进而，存在由于附着于钢材的切屑瘤而使钢材的切削表面的表面粗糙度变粗的情况。进而，切屑瘤自切削工具脱离时，一部分切屑瘤有时残留于切削工具。上述情况下，所残留的一部分切屑瘤变成核，切屑瘤再次生长。因此，切削工具损坏，或钢材表面变粗。
另一方面，如图1B那样，切屑瘤小的情况下，切屑瘤容易自钢材和切削工具脱离。上述情况下，切屑瘤不易对切削工具的寿命造成影响，钢材的表面粗糙度也容易变良好(小)。
如以上所述，切屑瘤优选小，优选切削时切屑瘤不易生长。切屑瘤小的情况下，伴随着切屑瘤的脱落，裂纹生成被促进。进而，切屑瘤保持微细不变而频繁地脱落，因此表面粗糙度变良好，工具寿命也延长。即，切削性提高。
(B)图2为通过显微组织观察得到的含铅易切削钢的截面照片。参照图2，含铅易切削钢中存在基质100、Pb夹杂物4、MnS夹杂物、和Pb-MnS夹杂物7。本说明书中，Pb夹杂物4是指，包含Pb和杂质的夹杂物。MnS夹杂物是指，包含Mn、S和杂质的夹杂物。Pb-MnS夹杂物7是指，含有MnS夹杂物5、和附着于MnS夹杂物5的表面的Pb6的夹杂物。本说明书中，将这三种夹杂物总称为“易切削夹杂物”。
钢材的拉伸方向(例如轧制方向)的截面中的、各夹杂物(Pb夹杂物4、MnS夹杂物和Pb-MnS夹杂物7)的当量圆直径有时大于0.5μm。以下，将具有大于0.5μm的当量圆直径的Pb夹杂物、MnS夹杂物和Pb-MnS夹杂物称为“粗大易切削夹杂物”。粗大易切削夹杂物在切削时引起应力集中从而促进裂纹发生和进展。粗大易切削夹杂物的长径比越小、为球状，越容易引起应力集中，裂纹越容易发生和进展。
(C)另一方面，基质100中存在钢材的拉伸方向的截面中的当量圆直径为0.5μm以下的Pb夹杂物。以下，将钢材的拉伸方向的截面中的当量圆直径为0.01～0.5μm的Pb夹杂物称为“微细Pb夹杂物”。
图3为通过复型萃取法(replica extraction method)得到的、本实施方式的含铅易切削钢的基质100中的微细Pb夹杂物40的照片图像。参照图3，基质100中分散存在长径比小的球状的微细Pb夹杂物40。
微细Pb夹杂物使基质脆化。因此，如果基质中大量分散微细Pb夹杂物，则切屑瘤不会粗大地生长，微细的切屑瘤容易重复生成和脱落。其结果，含铅易切削钢的切削性提高。具体而言，如果微细Pb夹杂物数为10000个/mm2以上，则可以得到优异的切削性。
(D)如果在基质中与微细Pb夹杂物一起大量存在钢材的拉伸方向的截面中的当量圆直径为0.01～0.5μm的MnS夹杂物，则可以得到更优异的切削性。以下，将钢材的拉伸方向的截面中的当量圆直径为0.01～0.5μm的MnS夹杂物称为“微细MnS夹杂物”。虽然微细MnS夹杂物与微细Pb夹杂物相比效果低，但使基质脆化。因此，如果不仅微细Pb夹杂物、而且微细MnS夹杂物也大量分散于基质，则切削性进一步提高。具体而言，如果微细Pb夹杂物数和微细MnS夹杂物数的总计为15000个/mm2以上，则含铅易切削钢的切削性进一步提高。
基于以上的见解，本发明人等完成了本实施方式的含铅易切削钢。以下，对本实施方式的含铅易切削钢进行详细描述。
[化学组成]
本实施方式的含铅易切削钢具有以下的化学组成。
C：0.005～0.2％
碳(C)提高钢的强度。C进而对钢中的氧量和切削性产生影响。如果C含量过低，则氧大量残留于钢中，产生针孔。进而，生成硬质氧化物，切削性降低。另一方面，如果C含量过高，则钢的强度过度变高，切削性降低。因此，C含量为0.005～0.2％。C含量的优选的下限高于0.005％，进一步优选为0.05％，进一步优选为0.07％。C含量的优选的上限小于0.2％，进一步优选为0.12％，进一步优选为0.09％。
Mn：0.3～2.0％
锰(Mn)在钢水中形成软质的氧化物、抑制硬质氧化物的生成。因此，钢的切削性提高。Mn进而与S结合形成MnS，降低固溶S量。如果固溶S量降低，则高温脆化裂纹被抑制。如果Mn含量过低，则难以得到上述效果。如果Mn含量过低，则进而S形成FeS来代替形成MnS，钢发生脆化。另一方面，如果Mn含量过高，则钢的硬度变得过高，切削性和冷加工性降低。因此，Mn含量为0.3～2.0％。Mn含量的优选的下限高于0.3％，进一步优选为0.5％，进一步优选为0.8％。Mn含量的优选的上限小于2.0％，进一步优选为1.8％，进一步优选为1.6％。
P：0.005～0.2％
磷(P)使钢脆化、提高钢的切削性。如果P含量过低，则无法获得该效果。另一方面，如果P含量过高，则切削性提高的效果饱和。如果P含量过高，则进而难以稳定地制造钢。因此，P含量为0.005～0.2％。P含量的优选的下限高于0.005％，进一步优选为0.03％，进一步优选为0.05％。P含量的优选的上限小于0.2％，进一步优选为0.15％，进一步优选为0.1％。
S：0.01～0.7％
硫(S)与Mn结合形成MnS夹杂物。MnS夹杂物提高钢的切削性。进而，Pb在凝固过程中聚集在结晶的MnS的周边，因此，MnS使Pb在钢中均匀地分散。如果S含量过低，则无法获得上述效果。另一方面，如果S含量过高，则生成以粗大的MnS为主要成分的硫化物，热变形特性降低。因此，S含量为0.01～0.7％。考虑切削性与轧制等制造性的平衡的情况下，S含量的优选的下限高于0.01％，进一步优选为0.05％，进一步优选为0.15％。S含量的优选的上限小于0.7％，进一步优选为0.5％，进一步优选为0.4％。维持制造时的钢的品质稳定性、且切削性优先于除切削性以外的机械特性的情况下，优选的S含量为0.28％以上。
Pb：0.03～0.5％
铅(Pb)几乎不固溶于基质的Fe而形成软质的Pb夹杂物。Pb进而与MnS周边接触形成Pb-MnS夹杂物。Pb还在基质中以微细Pb夹杂物的形式存在，提高钢的切削性。如果Pb含量过低，则无法获得上述效果。另一方面，如果Pb含量过高，则难以稳定地制造含铅易切削钢。因此，Pb含量为0.03～0.5％。Pb含量的优选的下限高于0.03％，进一步优选为0.1％，进一步优选为0.15％。Pb含量的优选的上限小于0.5％，进一步优选为0.4％，进一步优选为0.35％。
N：0.004～0.02％
氮(N)对切削性和切削后的表面粗糙度产生影响。如果N含量过低，则切削时的钢中的位错容易移动。因此，基质的延性变得过高。上述情况下，容易产生切削撕裂，无法得到良好的表面粗糙度。另一方面，如果N含量过高，则位错难以移动。上述情况下，钢发生脆化，在拉丝、冷锻等除切削以外的冷加工时钢容易开裂。因此，N含量为0.004～0.02％。N含量的优选的下限高于0.004％，进一步优选为0.006％，进一步优选为0.008％。N含量的优选的上限小于0.02％，进一步优选为0.018％，进一步优选为0.015％。
O：0.003～0.03％
氧(O)对MnS的形状产生影响。O含量过低的情况下，MnS中的氧量也降低。因此，MnS的拉伸性提高。通过轧制等对钢进行加工的情况下，MnS容易沿规定的方向(例如轧制方向)拉伸，钢中容易产生各向异性。上述情况下，切削时切屑瘤大型化，或产生被切削的钢部分的不规则的脱落。因此，钢的表面变粗，或工具劣化。本实施方式中，特别是，MnS的形状对Pb的分散有影响。因此，不优选长径比高(即，经拉伸)的MnS。另一方面，O含量过高的情况下，在钢中形成过量的硬质氧化物，钢的切削性降低。因此，O含量为0.003～0.03％。O含量的优选的下限高于0.003％，进一步优选为0.005％，进一步优选为0.008％，进一步优选为0.012％。O含量的优选的上限小于0.03％，进一步优选为0.025％，进一步优选为0.022％。考虑耐火物的熔损等的情况下，O含量的进一步优选的上限为0.018％。
本实施方式的含铅易切削钢的余量包含铁(Fe)和杂质。此处所谓杂质是指，从作为钢的原料利用的矿石、废料或从制造过程的环境等中混入的元素。
[关于微细Pb夹杂物]
本实施方式的易切削钢中，钢材的拉伸方向的截面中的当量圆直径为0.01～0.5μm的Pb夹杂物(微细Pb夹杂物)数NPb为10000个/mm2以上。如上述所述，由于微细Pb夹杂物大量分散于基质中，从而基质发生脆化。因此，在切削时，微细的切屑瘤频繁地生成和脱落。其结果，切削性提高。微细Pb夹杂物数NPb小于10000个/mm2时，基质不会充分脆化。因此，切屑瘤的生成和脱离容易由粗大易切削夹杂物的形状引起。钢中存在长径比大(即，经拉伸的)粗大易切削夹杂物时，包含粗大夹杂物的钢部分的材质变得不均匀。因此，切屑瘤的附着、生成和生长也容易沿切削刀尖的宽度方向不均匀地产生。上述情况下，切屑瘤的凹凸大、且容易变粗大。其结果，脱离的切屑瘤的脱落片的形状不规则且变大，成为工具损伤的原因，或使表面粗糙度劣化。即，切削性降低。
微细Pb夹杂物数NPb优选为15000个/mm2以上、进一步优选为20000个/mm2以上。对微细Pb夹杂物数NPb的上限没有特别限定。微细Pb夹杂物数NPb的上限例如为100万个/mm2。
[关于微细MnS夹杂物]
优选的是，进而在钢材的拉伸方向的截面中，上述微细Pb夹杂物数、和具有0.01～0.5μm的当量圆直径的MnS夹杂物(微细MnS夹杂物)数的总数(以下，称为微细易切削夹杂物总数TN)为15000个/mm2以上。微细MnS夹杂物与微细Pb夹杂物相比效果小，但使基质脆化。因此，微细易切削夹杂物总数TN为15000个/mm2以上时，基质进一步脆化，切削性进一步提高。
微细易切削夹杂物总数TN优选为20000个/mm2以上、进一步优选为25000个/mm2以上。对微细易切削夹杂物总数TN的上限没有特别限定。微细易切削夹杂物总数TN的上限例如为100万个/mm2。
[微细Pb夹杂物数NPb和微细易切削夹杂物总数TN的测定方法]
微细Pb夹杂物数NPb和微细易切削夹杂物总数TN可以利用以下测定方法求出。对与含铅易切削钢材(例如棒钢、线材等)的拉伸方向(例如轧制方向)平行、且包含含铅易切削钢材的中心线的截面(以下，称为主面)进行研磨。主面中，自从含铅易切削钢材的表面朝向径向的深度为半径的1/2的位置(所谓R/2位置)部采集试验片。基于萃取复型法，由试验片的主面制成样品。使用透射电子显微镜(TEM)，得到样品表面中的任意10个视野的TEM图像。TEM的倍率设为20000倍。各视野的面积设为50μm2(10μm×5μm、即5×10-4mm2)。
在各视野中鉴定夹杂物。具体而言，通过EPMA(电子射线显微分析仪)或EDS(能量色散型X射线显微分析仪)，鉴定夹杂物。由此，可以识别Pb夹杂物和MnS夹杂物。
进而，求出各视野的各夹杂物的当量圆直径。当量圆直径是指，将夹杂物的面积换算为相同面积的圆时的圆的直径。当量圆直径可以使用TEM图像、利用公知的粒度分布测定软件来测定。
通过以上的测定，求出10个视野中的当量圆直径0.01～0.5μm的Pb夹杂物(微细Pb夹杂物)的总数N1(个)和10个视野中的当量圆直径0.01～0.5μm的MnS夹杂物(微细MnS夹杂物)的总数N2(个)。然后，通过以下式(1)和式(2)，求出微细Pb夹杂物数NPb(个/mm2)、和微细易切削夹杂物总数TN(个/mm2)。
NPb＝N1/TA (1)
TN＝(N1+N2)/TA (2)
此处，TA(mm2)为10个视野的总面积。在上述条件下，TA＝5×10-4(mm2)。
[关于选择元素]
本实施方式的含铅易切削钢可以进一步含有选自由Cu、Ni和Sn组成的组中的1种或2种以上代替一部分Fe。这些选择元素提高耐腐蚀性。
Cu：0.5％以下
铜(Cu)为选择元素。Cu提高钢的耐腐蚀性。Cu进一步提高钢的切削性。另一方面，如果Cu含量过高，则钢的热延性降低。因此，Cu含量为0.5％以下。如果Cu含量为0.05％以上，则可以明显地得到上述效果。Cu含量的进一步优选的下限为0.07％，进一步优选为0.15％。Cu含量的优选的上限小于0.5％，进一步优选为0.4％，进一步优选为0.3％。
Ni：0.5％以下
镍(Ni)为选择元素。Ni提高钢的耐腐蚀性。Ni进一步提高钢的延性。含铅易切削钢含有Cu的情况下，Ni抑制含铅易切削钢的脆化，提高钢的制造稳定性。另一方面，如果Ni含量过高，则延性变得过高，切削性降低。因此，Ni含量为0.5％以下。如果Ni含量为0.05％以上，则可以明显地得到上述效果。Ni含量的进一步优选的下限为0.1％。Ni含量的优选的上限小于0.5％，进一步优选为0.4％，进一步优选为0.3％。
Sn：0.5％以下
锡(Sn)为选择元素。Sn提高钢的耐腐蚀性。Sn进一步提高钢的切削性。另一方面，如果Sn含量过高，则钢的热延性降低。因此，Sn含量为0.5％以下。如果Sn含量为0.05％以上，则可以明显地得到上述效果。Sn含量的进一步优选的下限为0.1％，进一步优选为0.2％。Sn含量的优选的上限小于0.5％，进一步优选为0.4％，进一步优选为0.3％。
本实施方式的含铅易切削钢可以进一步含有选自由Te和Bi组成的组中的1种以上代替一部分Fe。这些元素为选择元素，提高钢的切削性。
Te：0.2％以下
碲(Te)为选择元素。Te提高钢的切削性。Te对控制易切削夹杂物的形状特别有效，具体而言，减小MnS夹杂物、Pb-MnS夹杂物的长径比。另一方面，如果Te含量过高，则钢的热延性降低。因此，Te含量为0.2％以下。如果Te含量为0.0003％以上，则可以明显地得到上述效果。Te含量的进一步优选的下限为0.0008％，进一步优选为0.01％。Te含量的优选的上限小于0.2％，进一步优选为0.1％，进一步优选为0.05％。
Bi：0.5％以下
铋(Bi)为选择元素。Bi提高钢的切削性。另一方面，如果Bi含量过高，则钢的热延性降低。因此，Bi含量为0.5％以下。如果Bi含量为0.005％以上，则可以明显地得到上述效果。Bi含量的进一步优选的下限为0.008％，进一步优选为0.01％。Bi含量的优选的上限小于0.5％，进一步优选为0.1％，进一步优选为0.05％。
本实施方式的含铅易切削钢可以进一步含有选自由Cr和Mo组成的组中的1种以上代替一部分Fe。这些选择元素提高轧制后的钢的硬度。
Cr、Mo提高淬透性。因此，即便对于本实施方式的含铅易切削钢那样的低碳钢，也存在用于调整轧制后的原材料的强度而有效的情况。对于本实施方式的含铅易切削钢大多切削被拉丝而加工硬化的材料。一般来说，钢硬时，表面粗糙度优异，但促进工具磨耗。因此，钢的硬度对尺寸精度有影响。对于精密部件，优选将通过拉丝而加工硬化后的钢的硬度控制为150～250HV左右，进而优选根据加工的形状、切削量而调整为最佳的硬度。
通过拉丝而加工硬化后的钢的硬度由轧制后的钢的硬度、加工硬化特性和加工量确定。加工量(例如拉丝断面收缩率)小的情况下，加工后的硬度不易变大。因此，预先提高轧制后的钢的硬度是有效的。因此，Cr和/或Mo那样的提高淬透性的元素是有效的。
Cr：0.5％以下
铬(Cr)为选择元素。Cr提高轧制后的钢的硬度。如果Cr含量过高，则钢变得过硬，或难以得到作为易切削钢的切削性。因此，Cr含量为0.5％以下。如果Cr含量为0.05％以上，则可以明显地得到上述效果。Cr含量的优选的下限为0.08％，进一步优选为0.1％。Cr含量的优选的上限小于0.5％，进一步优选为0.3％，进一步优选为0.2％。
Mo：0.5％以下
钼(Mo)为选择元素。Mo提高轧制后的钢的硬度。如果Mo含量过高，则钢变得过硬，或难以得到作为易切削钢的切削性。因此，Mo含量为0.5％以下。如果Mo含量为0.02％以上，则可以明显地得到上述效果。Mo含量的优选的下限为0.03％。Mo含量的优选的上限小于0.2％，进一步优选为0.1％。
[制造方法]
以下说明上述含铅易切削钢的制造方法的一个例子。
首先，将满足上述化学组成的钢水通过连续铸造法制成铸坯。或者，将钢水通过铸锭法制成铸锭(铸造工序)。然后，将铸坯或铸锭进行热加工，制造含铅易切削钢材(热加工工序)。以下，对各个工序进行详细描述。
[铸造工序]
铸造工序中，铸造钢水来制造铸坯。铸坯的横截面积例如为350mm×560mm、220mm×220mm和150mm×150mm的任一种。根据该原材料的截面积和凝固过程中的冷却条件，控制钢水的冷却速度RC。Pb基本没有在钢水中的溶解度，在钢水中以液滴的形式分散。凝固时，Pb与MnS夹杂物凝聚形成粗大易切削夹杂物(Pb-MnS夹杂物)，或Pb粒彼此凝聚生成粗大的Pb夹杂物。Pb进一步也生成微细Pb夹杂物。通过充分地搅拌钢水，且控制凝固时的冷却速度RC，从而使微细Pb夹杂物在钢中大量分散。
图4为所铸造的铸坯的横截面图。厚度W(mm)的铸坯中，在从表面朝向原材料中心的W/4的位置的地点P1，将从液相线温度至固相线温度的冷却速度定义为铸造工序S1的冷却速度RC(℃/分钟)。如果冷却速度RC为15～30℃/分钟，则微细Pb夹杂物在钢中大量分散。
冷却速度RC小于15℃/分钟时，凝固过慢，因此，Pb发生沉淀，或向MnS夹杂物周边凝聚生成粗大的Pb-MnS夹杂物。因此，微细Pb夹杂物数NPb变为小于10000个/mm2。
另一方面，如果冷却速度RC超过30℃/分钟，则固溶S过度增大。其结果，钢的热延性降低。因此，通过连续铸造法制造原材料(铸坯)时，有时产生断裂。另外，有时在热加工中原材料产生裂纹、或产生由裂纹引起的瑕疵。
冷却速度RC可以利用以下方法求出。将凝固后的原材料沿横截方向切断。原材料的横截面中，测定地点P1处的凝固组织的厚度方向的二次枝晶臂间距λ2(μm)。使用测定值λ2，基于以下式(3)，求出冷却速度RC(℃/分钟)。
RC＝(λ2/770)-(1/0.41) (3)
二次枝晶臂间距λ2依赖于冷却速度。因此，通过测定二次枝晶臂间距λ2，从而可以求出冷却速度RC。
进而，在连续铸造时，将钢水充分搅拌。具体而言，连续铸造时对模具内的钢水进行搅拌，将钢水流速VE设为10～40cm/s。
如果钢水流速VE小于10cm/s，则搅拌不充分。因此，生成微细Pb夹杂物，难以均匀地分散，微细Pb夹杂物数NPb变为小于10000个/mm2。另一方面，钢水流速VE超过40cm/s时，液面的变动变得过大，连续铸造变困难。
如以上所述，通过控制钢水流速VE、和冷却速度RC，从而可以使微细Pb夹杂物数NPb为10000个/mm2以上。
上述的铸造工序中，对基于连续铸造的制造进行说明。然而，也可以通过铸锭法制造铸锭。上述情况下，使用截面积为40000mm2以下(例如200mm×200mm)的铸模，实施基于顶浇(top pouring)的铸锭。上述情况下，以与10～40cm/s的钢水流速VE相当的速度对钢水进行搅拌，冷却速度RC也变为15～30℃/分钟。
[热加工工序]
热加工工序中，首先，对原材料进行加热。然后，对经加热的原材料进行热加工而制造含铅易切削钢材。含铅易切削钢材例如为棒钢、线材、钢坯等。热加工例如为初轧、基于V-H轧机的连续轧制、热锻等。
热加工工序中，将热加工开始时的原材料的表面温度(以下，称为加工开始温度)设为1000℃以上。加工开始温度低时，微细Pb夹杂物不均匀存在，不会均匀地分散，因此，微细Pb夹杂物数NPb达不到10000个/mm2以上。
进而，微细MnS夹杂物在热加工时大量生成。加工开始温度低于1000℃时，有时微细MnS夹杂物无法充分地生成。上述情况下，有时微细易切削夹杂物总数TN变为小于15000个/mm2。
热加工工序中，有时也可以存在多次实施热加工的情况。例如为对原材料进行加热而实施初轧(第1次热加工)，接着，对经初轧的原材料再次加热，进行制品轧制而制造棒钢(第2次热加工)等的情况。上述情况下，如果将至少1次热加工时(第1次热加工时)的加工开始温度设为1000℃以上，则微细Pb夹杂物数NPb变为10000个/mm2以上。
Pb含量小于0.15％时，优选的冷却速度RC为20℃/分钟以上，优选的钢水流速VE为20cm/s以上。Pb含量小于0.15％时，微细Pb夹杂物数NPb变为10000个/mm2以上，但大多小于15000个/mm2。上述情况下，为了使微细易切削夹杂物总数TN变为15000个/mm2以上，所以优选大量生成微细MnS夹杂物。如果冷却速度RC为20℃/分钟以上，且钢水流速VE为20cm/s以上，则热加工时大量生成微细MnS夹杂物。因此，微细易切削夹杂物总数TN变为15000个/mm2以上，可以得到更优异的切削性。
需要说明的是，如果加工开始温度为1000℃以上，则也可以抑制热加工中的粗大易切削夹杂物的拉伸。
加工开始温度例如可以通过配置于加工装置(初轧机、连轧机、热锻机等)的入口侧的辐射温度计来测定。
实施例
在各种化学组成和制造条件下制造含铅易切削钢，评价切削性。
[试验方法]
制造具有表1所示的化学组成的试验编号1～25的钢水。
表1
使用钢水，通过连续铸造法制造原材料(铸坯截面220×220mm)。铸造各试验编号的钢时的冷却速度RC(℃/分钟)如表1所示。各试验编号的冷却速度RC通过测定二次枝晶臂间距、基于上述的式(3)进行计算从而求出。另外，连续铸造时，对模具内的钢水实施电磁搅拌。电磁搅拌时的各试验编号的钢水流速VE(cm/s)如表1所示。
对各试验编号的原材料实施热加工，制造具有50mm的外径的圆棒材。各热加工中，实施初轧、拉伸轧制和热锻中的任一者。各试验编号的最初的热加工中，测定加工开始温度T(℃)。将各试验编号的加工开始温度T示于表1。
对于各试验编号，分别实施各热加工，观察热加工后的原材料的表面，确认裂纹的有无。发生裂纹的情况下，中止该试验编号的试验。
[易切削夹杂物观察试验]
从各试验编号的圆棒材采集组织观察用的试验片。试验片的表面中，将与圆棒材的长度方向(即，轧制方向或拉伸方向)平行、且包含圆棒材的中心线的截面定义为检测面。基于上述方法，求出检测面中的微细Pb夹杂物数NPb(个/mm2)和微细易切削夹杂物总数TN(个/mm2)。表1示出各试验编号的微细Pb夹杂物数NPb和微细易切削夹杂物总数TN。
[钻头穿孔试验]
利用钻头穿孔试验评价各试验编号的钢的切削性。钻头穿孔试验中，对各试验编号的圆棒材，使用钻头，以任意的切削速度持续多次形成15mm深的孔。然后，求出能够切削至累计的孔深度为1000mm(即，能够穿孔15mm深的孔67个以上)的最高的切削速度VL1000(m/分钟)。
具体而言，使用NACHI(商标)制的直径5mm的钻头。将钻头的外伸量设为60mm、进给量设为0.33mm/rev，穿孔时使用市售的水溶性切削油。穿孔方向设为与圆棒材的长度方向垂直的方向(横截方向)。重复实施开孔加工直至钻头熔损或折损，求出切削速度VL1000。切削速度VL1000越大，表明能以高速穿孔越多的孔，因此，判断为工具寿命优异、切削性高。
[凸缘切削试验]
利用图5A和图5B所示的凸缘切削试验评价各试验编号的钢的切削后的表面粗糙度。凸缘切削试验中，使用车刀工具20，边使圆棒材30绕轴旋转边切削圆棒材30的表面，如图5B所示那样，依次形成槽G1～G10。具体而言，使车刀工具20沿圆棒材30的半径方向前进，形成槽G1。之后，如图5B中的箭头那样，使车刀工具20沿圆棒材30的半径方向后退，之后沿圆棒材的轴向移动规定距离。然后，使车刀工具20再次沿半径方向前进，形成槽G2。之后，同样地依次形成槽G3～槽G10。形成槽G10后，使车刀工具20再次移动至槽G1的位置，对槽G1～槽G10再次重复槽加工。实施200道槽加工(对于各槽G1～G10进行20道槽加工)后，评价槽G10的底面的表面粗糙度。
车刀工具20的原材料相当于JIS标准的SHK57，前角为20°、后角为6°。槽加工时的车刀工具20的切削速度为80m/分钟，进给量为0.05mm/rev。切削时，使用市售的非水溶性切削油。
表面粗糙度利用以下方法测定。在200道槽加工后的槽G10的底面处，使用触针式表面粗糙度计，基于JIS B0601(1972)测定最高高度Rmax(μm)。最高高度Rmax越小，评价为切削性越优异。
[试验结果]
试验结果示于表1。表1中的“加工裂纹”栏的“有”是指，热加工后确认到裂纹。“无”是指，没有确认到裂纹。“NPb”栏中记载了各试验编号的微细Pb夹杂物数NPb(个/mm2)。“TN”栏中记载了各试验编号的微细易切削夹杂物总数TN(个/mm2)。“VL1000”栏中记载了钻头穿孔试验中得到的各试验编号的切削速度(m/分钟)。“Rmax”栏中记载了凸缘切削试验中得到的各试验编号的表面的最大高度Rmax(μm)。
参照表1，试验编号1～15中，化学组成是适合的，铸造工序的冷却速度RC(℃/分钟)、钢水流速VE(cm/s)、热加工工序的加工开始温度T(℃)也是适合的。因此，钢中的微细Pb夹杂物数NPb(个/mm2)为10000个/mm2以上，微细易切削夹杂物总数TN(个/mm2)为15000个/mm2以上。因此，试验编号1～15的切削速度VL1000均高，为130m/分钟以上。进而，试验编号1～15的最大高度Rmax也均小，为14.5μm以下。
试验编号16中，化学组成是适合的，冷却速度RC为15～30℃/分钟的范围内，钢水流速VE为10～40cm/s，加工开始温度T为1000℃以上。因此，切削速度VL1000为130m/分钟以上，最大高度Rmax也为14.5μm以下。然而，Pb含量小于0.15％，冷却速度RC小于20℃/分钟。因此，试验编号16中，钢中的微细Pb夹杂物数NPb(个/mm2)为10000个/mm2以上，但微细易切削夹杂物总数TN(个/mm2)小于15000个/mm2。因此，切削速度VL1000和最大高度Rmax均比试验编号1～15差。
另一方面，试验编号17中，化学组成是适合的，但铸造工序的冷却速度RC过快。因此，在第1次热加工后的原材料中确认到裂纹。
试验编号18中，化学组成是适合的，但冷却速度RC过慢。另外，钢水流速VE也过慢。进而，加工开始温度T低于1000℃。因此，圆棒材中的微细Pb夹杂物数NPb(个/mm2)和微细易切削夹杂物总数TN(个/mm2)均过少。其结果，切削速度VL1000过小，最大高度Rmax也过高。
试验编号19中，化学组成是适合的，但钢水流速VE过慢。因此，微细Pb夹杂物数NPb(个/mm2)过少，最大高度Rmax高。
试验编号20的氧含量过低。进而，钢水流速VE过慢。因此，微细Pb夹杂物数NPb(个/mm2)过少，切削速度VL1000小，最大高度Rmax也高。
试验编号21中，化学组成是适合的，但冷却速度RC和钢水流速VE过慢。因此，微细Pb夹杂物数NPb(个/mm2)过少，最大高度Rmax高。
试验编号22中，N含量过低。因此，最大高度Rmax大，切削性低。认为N含量低导致基质的延性变得过高。
试验编号23中，化学组成是适合的，但冷却速度RC和钢水流速VE过慢。因此，微细Pb夹杂物数NPb(个/mm2)过少，切削速度VE小，最大高度Rmax高。
试验编号24中，化学组成、冷却速度RC和钢水流速VE是适合的，但加工开始温度T低于1000℃。因此，微细Pb夹杂物数NPb(个/mm2)过少，切削速度VE小，最大高度Rmax高。
试验编号25中，化学组成、钢水流速VE和加工开始温度T是适合的，但冷却速度RC过慢。因此，微细Pb夹杂物数NPb(个/mm2)过少，切削速度VE小，最大高度Rmax高。
以上，对本发明的实施方式进行了说明，但上述的实施方式不过是用于实施本发明的示例。因此，本发明不限定于上述的实施方式，可以在不脱离其主旨的范围内对上述实施方式进行适当变形从而实施。

Claims (9)

1.一种含铅易切削钢，以质量％计，含有：
C：0.005～0.2％、
Mn：0.3～2.0％、
P：0.005～0.2％、
S：0.01～0.7％、
Pb：0.03～0.5％、
N：0.004～0.02％、和
O：0.003～0.03％，
余量为Fe和杂质，
钢中的具有0.01～0.5μm的当量圆直径的Pb夹杂物数为10000个/mm2以上。
2.根据权利要求1所述的含铅易切削钢，进而，
钢中的具有0.01～0.5μm的当量圆直径的Pb夹杂物数和具有0.01～0.5μm的当量圆直径的MnS夹杂物数的总计为15000个/mm2以上。
3.根据权利要求1所述的含铅易切削钢，其中，
含有选自由Cu：0.5％以下、
Ni：0.5％以下、和
Sn：0.5％以下
组成的组中的1种或2种以上代替一部分所述Fe。
4.根据权利要求2所述的含铅易切削钢，其中，
含有选自由Cu：0.5％以下、
Ni：0.5％以下、和
Sn：0.5％以下
组成的组中的1种或2种以上代替一部分所述Fe。
5.根据权利要求1所述的含铅易切削钢，其中，
含有选自由Te：0.2％以下、和
Bi：0.5％以下
组成的组中的1种以上代替一部分所述Fe。
6.根据权利要求2所述的含铅易切削钢，其中，
含有选自由Te：0.2％以下、和
Bi：0.5％以下
组成的组中的1种以上代替一部分所述Fe。
7.根据权利要求3所述的含铅易切削钢，其中，
含有选自由Te：0.2％以下、和
Bi：0.5％以下
组成的组中的1种以上代替一部分所述Fe。
8.根据权利要求4所述的含铅易切削钢，其中，
含有选自由Te：0.2％以下、和
Bi：0.5％以下
组成的组中的1种以上代替一部分所述Fe。
9.根据权利要求1～8中的任一项所述的含铅易切削钢，其中，
含有选自由Cr：0.5％以下、和
Mo：0.5％以下
组成的组中的1种以上代替一部分所述Fe。
CN201480009269.4A 2013-02-18 2014-01-23 含铅易切削钢 Active CN104995324B (zh)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2013029261 2013-02-18
JP2013-029261 2013-02-18
PCT/JP2014/000317 WO2014125770A1 (ja) 2013-02-18 2014-01-23 鉛快削鋼

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN104995324A CN104995324A (zh) 2015-10-21
CN104995324B true CN104995324B (zh) 2016-08-24

Family

ID=51353787

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN201480009269.4A Active CN104995324B (zh) 2013-02-18 2014-01-23 含铅易切削钢

Country Status (5)

Country Link
JP (1) JP5954483B2 (zh)
KR (1) KR101685863B1 (zh)
CN (1) CN104995324B (zh)
TW (1) TWI510650B (zh)
WO (1) WO2014125770A1 (zh)

Families Citing this family (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP3309272A4 (en) * 2015-06-10 2018-10-24 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Free-cutting steel
EP3492615A4 (en) * 2016-07-27 2019-12-25 Nippon Steel Corporation STEEL FOR MACHINE STRUCTURES
WO2018159617A1 (ja) 2017-02-28 2018-09-07 Ｊｆｅスチール株式会社 切削加工用線材
TWI717990B (zh) * 2019-12-23 2021-02-01 日商杰富意鋼鐵股份有限公司 快削鋼及其製造方法
JP6927444B1 (ja) * 2019-12-23 2021-09-01 Ｊｆｅスチール株式会社 快削鋼およびその製造方法

Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN1380911A (zh) * 2000-03-24 2002-11-20 川崎制铁株式会社 材质各向异性小且强度、韧性和被切削性优良的非调质钢及其制造方法
CN1711367A (zh) * 2002-11-15 2005-12-21 新日本制铁株式会社 切削性优良的钢及其制造方法
CN101215665A (zh) * 2002-11-15 2008-07-09 新日本制铁株式会社 切削性优良的钢及其制造方法

Family Cites Families (14)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
SE7714561L (sv) * 1977-12-21 1979-06-22 Uddeholms Ab Sett att framstella ett blylegerat stal samt enligt settet framstellt stal
JPS5585658A (en) * 1978-12-25 1980-06-27 Daido Steel Co Ltd Free cutting steel
US4806304A (en) * 1983-05-09 1989-02-21 Daido Tokushuko Kabushiki Kaisha Free cutting steel
JPS6223970A (ja) * 1985-07-24 1987-01-31 Nippon Steel Corp 連続鋳造による低炭素硫黄−鉛快削鋼
JP3437079B2 (ja) 1998-02-05 2003-08-18 株式会社神戸製鋼所 切りくず処理性に優れた機械構造用鋼
JP2000119801A (ja) * 1998-08-11 2000-04-25 Kobe Steel Ltd 被削性に優れた黒鉛鋼
JP2000319753A (ja) * 1999-04-30 2000-11-21 Daido Steel Co Ltd 低炭素硫黄系快削鋼
EP1054074A3 (en) * 1999-05-21 2001-06-27 POHANG IRON & STEEL CO., LTD. A free machining steel bearing bismuth and sulfur with superior high temperature ductility, and manufacturing method therefor
JP4264329B2 (ja) 2002-11-15 2009-05-13 新日本製鐵株式会社 被削性に優れる鋼
JP4348163B2 (ja) 2002-11-15 2009-10-21 新日本製鐵株式会社 被削性に優れる鋼及びその製造方法
JP2005273000A (ja) * 2004-02-26 2005-10-06 Sanyo Special Steel Co Ltd 被削性に優れた機械構造用鋼
JP2005307241A (ja) * 2004-04-19 2005-11-04 Daido Steel Co Ltd 高硫黄快削鋼
US20100054984A1 (en) * 2006-11-28 2010-03-04 Masayuki Hashimura Machining steel superior in manufacturability
JP5114753B2 (ja) * 2008-12-19 2013-01-09 新日鐵住金株式会社 被削性に優れる鋼およびその製造方法

Patent Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN1380911A (zh) * 2000-03-24 2002-11-20 川崎制铁株式会社 材质各向异性小且强度、韧性和被切削性优良的非调质钢及其制造方法
CN1711367A (zh) * 2002-11-15 2005-12-21 新日本制铁株式会社 切削性优良的钢及其制造方法
CN101215665A (zh) * 2002-11-15 2008-07-09 新日本制铁株式会社 切削性优良的钢及其制造方法

Also Published As

Publication number Publication date
CN104995324A (zh) 2015-10-21
WO2014125770A1 (ja) 2014-08-21
JP5954483B2 (ja) 2016-07-20
TWI510650B (zh) 2015-12-01
JPWO2014125770A1 (ja) 2017-02-02
TW201437390A (zh) 2014-10-01
KR20150092321A (ko) 2015-08-12
KR101685863B1 (ko) 2016-12-12

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN104995324B (zh) 含铅易切削钢
JP5741378B2 (ja) 靭性に優れた高張力鋼板およびその製造方法
JP2007063589A (ja) 棒鋼・線材
WO2018021451A1 (ja) 機械構造用鋼
KR20180072778A (ko) 강, 침탄강 부품 및 침탄강 부품의 제조 방법
CN101400814B (zh) 低碳硫磺易切削钢
JP2010070812A (ja) 冷間鍛造性に優れるオーステナイト系ステンレス快削鋼線材とその製造方法
JP6760379B2 (ja) 機械構造用鋼
CN105026592B (zh) 含铅易切削钢
JP2009007591A (ja) 低炭素硫黄快削鋼
JP2017193767A (ja) 冷間鍛造用鋼およびその製造方法
CN108138288B (zh) 热锻造用钢及热锻造品
JP6489215B2 (ja) 快削鋼
JP5794906B2 (ja) 被削性に優れた銅合金材
JP6044037B2 (ja) 精密加工用快削ステンレス鋼素材及びその製造方法
CN101072891A (zh) 低碳快削钢
JP2005307241A (ja) 高硫黄快削鋼
CN105473750A (zh) 可切削性优异的机械结构用钢
JP2016069728A (ja) 冷間工具材料および冷間工具の製造方法
CN109790604A (zh) 冷锻用钢及其制造方法
CN117751207A (zh) 钢材
CN109680216A (zh) 热轧性优异的中碳易切削钢及其制造方法
JP2018035411A (ja) 冷間鍛造用鋼およびその製造方法
JP2005307243A (ja) 高硫黄快削鋼

Legal Events

Date Code Title Description
C06 Publication
PB01 Publication
C10 Entry into substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
C14 Grant of patent or utility model
GR01 Patent grant
CP01 Change in the name or title of a patent holder

Address after: Tokyo, Japan, Japan

Patentee after: Nippon Iron & Steel Corporation

Address before: Tokyo, Japan, Japan

Patentee before: Nippon Steel Corporation

CP01 Change in the name or title of a patent holder