JP4250306B2

JP4250306B2 - BN free-cutting steel with excellent cold workability

Info

Publication number: JP4250306B2
Application number: JP2000117905A
Authority: JP
Inventors: 俊之村上; 哲夫白神
Original assignee: JFE Bars and Shapes Corp
Current assignee: JFE Bars and Shapes Corp
Priority date: 2000-04-19
Filing date: 2000-04-19
Publication date: 2009-04-08
Anticipated expiration: 2020-04-19
Also published as: JP2001303171A

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
この発明は、冷間加工性に優れたＢＮ系快削鋼、特に、Ｐｂを添加せずとも、Ｐｂ添加快削鋼と同等以上の被削性を有する、伸線加工性、冷鍛性あるいは転造加工性等の冷間加工性に優れたＢＮ系快削鋼に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
Ｐｂ快削鋼は、使い勝手の良さにより広く使用されている。しかし、昨今の地球環境問題に絡み、Ｐｂの使用を制限しようとする動きがある。これは、Ｐｂ快削鋼だけに限らず、ハンダや銃の弾といったものも含まれる。このような背景のもとにＰｂを含有しない非Ｐｂ快削鋼の要望が出て来つつある。
【０００３】
そこで、このような要望に対応するために、特開平９−２５５３９号公報には、Ｐｂ非添加型の快削非調質鋼が開示されている（以下、従来技術１という）。また、特開平１−２１９１４８号公報には、Ｐｂ以外の快削性介在物としてＢＮを使用した非調質鋼が開示されている（以下、従来技術２という）。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、上記従来技術１は、特殊な元素であるＮｄを用いているために、低コスト化面で不利である。また、Ｐｂ添加鋼の最大の特徴である切屑処理性に対する記述がない。また、上記従来技術２は、従来技術１と同様に、Ｐｂ添加鋼の最大の特徴である切屑処理性に対する記述がない。しかも、冷間加工性に大きく影響を及ぼすフリーＮ量についての記述がない。
【０００５】
従って、この発明の目的は、Ｐｂを添加せずとも、Ｐｂ添加快削鋼と同等以上の被削性を有する、伸線加工性、冷鍛性あるいは転造加工性等の冷間加工性に優れたＢＮ系快削鋼を得ることにある。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
本発明者等は、上記目的を達成するために、鋭意研究を重ねた。この結果、ＢおよびＮの最適添加によって、切屑処理性を含めた被削性を向上させることができ、しかも、ＢＮ生成によるフリーＮ量を低下させることによって、冷間加工時の歪時効硬化を抑制させることができるといった知見を得た。
【０００７】
この発明は、上記知見に基づきなされたものであって、下記を特徴とするものである。
【０００８】
請求項１記載の発明は、Ｃ：０．０３〜０．２０％、Ｓｉ：０．０２〜０．１０％、Ｍｎ：０．１５〜０．５０％、Ｐ：０．００５〜０．０３０％、Ｓ：０．００５〜０．０４０％、Ａｌ：０．０１０〜０．０５０％、Ｂ：０．００５０〜０．０１５０％、Ｎ：０．０１〜０．０２％（以上、ｍａｓｓ％）、残部：Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、且つ、Ｎ／Ｂ比が０．７〜２．５の範囲内にあり、更に、下記（１）式、
Ｎ−（Ｂ／０．７７）・・・・・・（１）
で表されるフリーＮ量が４０ｐｐｍ以下であることに特徴を有するものである。
【０００９】
【発明の実施の形態】
次に、この発明の成分元素の限定理由について説明する。
【００１０】
Ｃ：０．０３〜０．２０ｍａｓｓ％
Ｃは、鋼の強度および被削性に大きな影響を及ぼす重要な元素である。しかしながら、Ｃ含有量が０．０３ｍａｓｓ％未満では、十分な強度が得られない。一方、Ｃ含有量が０．２０ｍａｓｓ％を超えると、強度上昇による冷間加工性の劣化およびパーライト量の増加による被削性の劣化を招く。従って、Ｃ含有量は、０．０３〜０．２０ｍａｓｓ％の範囲内に限定すべきである。
【００１１】
Ｓｉ：０．０２〜０．１０ｍａｓｓ％
Ｓｉは、硬質の酸化物系介在物を形成すると共にフェライトを硬化させるために、冷間加工性および被削性を著しく劣化させる。但し、Ｓｉ含有量が０．０２ｍａｓｓ％未満では、硬質のアルミナ系介在物が生成されることから、冷間加工性および被削性が劣化する。また、Ｓｉ含有量を低下させるほど脱Ｓｉコストがかかる。従って、Ｓｉ含有量は、０．０２〜０．１０ｍａｓｓ％の範囲内に限定すべきである。
【００１２】
Ｍｎ：０．１５〜０．５０ｍａｓｓ％
Ｍｎは、鋼の強度および延性に大きな影響を及ぼす元素であるが、その含有量が０．１５％未満では十分な強度が得られない。一方、Ｍｎ含有量が０．５０％を超えると、十分な延性が得られず、冷間加工性および被削性が劣化する。従って、Ｍｎ含有量は、０．１５〜０．５０ｍａｓｓ％の範囲内に限定すべきである。
【００１３】
Ｐ：０．００５〜０．０３０ｍａｓｓ％
Ｐは、鋼中に不可避的に混入する元素であり、その含有量が０．０３０ｍａｓｓ％を超えると、十分な冷間加工性が得られない。但し、Ｐ含有量が０．００５ｍａｓｓ％未満では、被削性が劣化し、特に、表面粗さが劣化する傾向がある。また、Ｐ含有量を低下させるほど脱Ｐコストがかかる。従って、Ｐ含有量は、０．００５〜０．０３０ｍａｓｓ％の範囲内に限定すべきである。
【００１４】
Ｓ：０．００５〜０．０４０ｍａｓｓ％
Ｓは、被削性を向上させる元素であるが、その含有量が０．００５ｍａｓｓ％未満では、その効果が十分に得られない。また、Ｓ含有量が０．０４０ｍａｓｓ％を超えると、冷間加工性、特に、冷鍛性および転造加工性が劣化する。従って、Ｓ含有量は、０．００５〜０．０４０ｍａｓｓ％の範囲内に限定すべきである。
【００１５】
Ａｌ：０．０１０〜０．０５０ｍａｓｓ％
Ａｌは、脱酸に必要な元素であるが、その含有量が０．０１０ｍａｓｓ％未満では脱酸効果がなく、一方、Ａｌ含有量が０．０５０ｍａｓｓ％を超えると効果が飽和してしまう。従って、Ａｌ含有量は、０．０１０〜０．０５０ｍａｓｓ％の範囲内に限定すべきである。
【００１６】
Ｂ：０．００５０〜０．０１５０ｍａｓｓ％
Ｂは、被削性を向上させるＢＮを生成させるために必要な元素であり、同時に、フリーＮ量を低下させることによって、冷間加工時の歪時効硬化を抑制させる、この発明の根幹に関わる重要な元素である。しかしながら、Ｂ含有量が０．００５０ｍａｓｓ％未満では、十分な量のＢＮを生成することができないと共に、フリーＮ量が十分に低下しない。一方、Ｂ含有量が０．０１５０ｍａｓｓ％を超えると熱間加工性が低下する。従って、Ｂ含有量は、０．００５０〜０．０１５０ｍａｓｓ％の範囲内に限定すべきである。
【００１７】
Ｎ：０．０１〜０．０２ｍａｓｓ％
Ｎは、ＢＮを形成して、被削性を向上させる作用を有する元素である。しかしながら、Ｎ含有量が０．０１ｍａｓｓ％未満では、その効果が十分に得られない。一方、Ｎ含有量が０．０２ｍａｓｓ％を超えると、フリーＮ量の増大を招き、歪時効指数が大きくなって、冷間加工性を劣化させる。従って、Ｎ含有量は、０．０１〜０．０２ｍａｓｓ％の範囲内に限定すべきである。
【００１８】
Ｎ／Ｂ比：０．７〜２．５
Ｎ／Ｂ比が０．７未満では、被削性に有効なＢＮ量が確保できないことから、被削性が劣化する。一方、Ｎ／Ｂ比が２．５を超えると、フリーＮ量の増大を招き、歪時効指数が大きくなって、冷間加工性が劣化する。従って、Ｎ／Ｂ比は、０．７〜２．５の範囲内に限定すべきである。
【００１９】
フリーＮ量：０．００４０ｍａｓｓ％以下
フリーＮは、冷間加工時の温度上昇により歪時効硬化を引き起こすと共に、強度の上昇および延性の低下を招いて、冷間加工性に悪影響を及ぼす。そして、下記（１）式、
Ｎ−（Ｂ／０．７７） ---（１）
で表わされるフリーＮ量が０．００４０ｍａｓｓ％を超えると、その影響を無視できなくなる。従って、フリーＮ量は、０．００４０ｍａｓｓ％以下に限定すべきである。
【００２０】
【実施例】
次に、この発明を実施例により、更に詳細に説明する。
【００２１】
表１に示す、この発明の範囲内の化学成分組成を有する鋼（以下、本発明鋼という）Ｎｏ．１〜１３、および、この発明範囲外の化学成分組成を有する鋼（以下、比較鋼という）Ｎｏ．１４〜２５、ならびに参考例として、Ｎｏ．２６の成分系の鋼を溶解炉にて溶製し、鋼塊に鋳造後、１０ｍｍ径の線材と８５ｍｍ径の棒鋼とにそれぞれ熱間圧延した。
【００２２】
【表１】

【００２３】
このようにして製造された、本発明鋼、比較鋼および参考例の鋼の各々からなる線材からＪＩＳ２号引張試験片を採取し、引張試験に供した。歪時効指数ΔＴＳは、圧延ままの線材を歪時効処理し、処理前後の各状態でのＴＳ（引張強さ）から、下記（２）式に基づいて算出した。なお、歪時効処理条件としては、３％予歪後、１００℃の油中に４ｈｒ保持する条件とした。
【００２４】
ΔＴＳ＝（歪時効処理後のＴＳ）−(圧延ままのＴＳ) ---（２）
次に、上述のようにして製造した各棒鋼の中間部から８ｍｍ（φ）×１２ｍｍ（ｈ）の円柱片および１４ｍｍ（φ）×２１ｍｍ（ｈ）の溝付き円柱片をそれぞれ採取し、各々の円柱片に対して、変形抵抗測定および限界圧縮率測定による冷間加工試験を実施した。
【００２５】
変形抵抗測定は、図1に示すように、前記円柱片の高さ（ｈ）方向に圧縮荷重を負荷し、ε＝１．０の所定歪における変形抵抗を測定することにより行なった。限界圧縮率測定は、図２に示すように、前記溝付き円柱片の高さ（ｈ）方向に圧縮荷重を負荷し、溝部に割れが発生する圧縮率を求めることにより行なった。
【００２６】
また、上述のようにして製造した各棒鋼を５００ｍｍ長さに切断し、切削試験に供した。切削試験は、表２に示す条件で行ない、外周旋削試験は、超硬工具（材質Ｐ２０）とハイス工具（材質ＳＫＨ４）の２種類で行ない、ドリル穴あけ試験は、ハイスドリル（材質ＳＫＨ４）で行なった。
【００２７】
【表２】

【００２８】
切削性の評価については、超硬工具での外削試験では、横逃げ面摩耗量（ＶＢ）が０．２ｍｍになる切削時間で工具寿命を評価し、ハイス工具での外削試験では、切削不能になるまでの時間で工具寿命の評価を行なった。ドリル切削試験では、穴あけ総深さが１０００ｍｍで切削不能となる切削速度を求め、工具寿命の指標とした。なお、これらの試験は、何れも、棒鋼に球状化焼鈍処理を施した後行なった。この球状化焼鈍処理条件は、７６０℃×６ｈｒ→７００℃×２ｈｒ→炉冷であった。この結果を表３に示す。
【００２９】
【表３】

【００３０】
設定代表目標値としては、これまでの経験から、歪時効指数ΔＴＳは、３５ＭＰａ以下とし、ドリル切削試験不能速度は、２０ｍ／ｍｉｎ以上とした。図３に、フリーＮ量と歪時効指数との関係を示し、図４に、被削性の代表値として、ドリル切削試験不能速度と歪時効指数との関係を、目標値と共に示す。
【００３１】
表３から明らかなように、Ｎｏ．１〜１３の本発明例は、何れも目標値を満足しており、良好な特性を有していることが分かった。特に、本発明例Ｎｏ．９は、参考例Ｎｏ．２６のＰｂ添加鋼と比較すると、被削性の観点からは、ほぼ同等であるが、冷間加工性を考えた場合、Ｎｏ．２６のＰｂ添加鋼は、冷間加工性に有害なＳの含有量を低くおさえても、冷間加工性に限界がある。
【００３２】
これに対して、本発明例Ｎｏ．９は、冷間加工性が向上している。換言すれば、現行のＰｂ添加鋼においては、冷間加工性を考えると、被削性に有効なＳ量を低くおさえざるを得ないが、この発明例では、Ｓ添加量を増加しても、同じ冷間加工性を確保することができるために、Ｓ量の増加分だけ、被削性の向上を図ることができる。勿論、ＢＮ生成による被削性の向上が更に加わる。この例が本発明例Ｎｏ．１０である。
【００３３】
次に、比較例Ｎｏ．１４〜２５について説明する。
【００３４】
比較例Ｎｏ．１４は、Ｃ含有量が本発明範囲を外れて少ないので、引張強さが何れの本発明例より小さくなっていた。
【００３５】
比較例Ｎｏ．１５は、Ｓｉ含有量が本発明範囲を外れて多いので、何れの本発明例より絞りが小さく、しかも、変形抵抗が大きく、限界圧縮率が小さいので、冷間加工性に劣っていた。また、被削性も劣っていた。
【００３６】
比較例Ｎｏ．１６、１７は、Ｍｎ含有量が本発明範囲を外れている。即ち、比較例Ｎｏ．１６は、Ｍｎ含有量が本発明範囲を外れて少ないので、引張強さが何れの本発明例より小さかった。一方、比較例Ｎｏ．１７は、Ｍｎ含有量が本発明範囲を外れて多いので、絞りが何れの本発明例より小さく、しかも、被削性に劣っていた。
【００３７】
比較例Ｎｏ．１８は、Ｐ含有量が本発明範囲を外れて多いので、絞りが何れの本発明例より小さく、しかも、限界圧縮率が何れの本発明例より小さいので、冷間加工性に劣っていた。
【００３８】
比較例Ｎｏ．１９、２０は、Ｓ含有量が本発明範囲を外れている。即ち、比較例Ｎｏ．１９は、Ｓ含有量が本発明範囲を外れて少ないので、被削性に劣っていた。一方、比較例Ｎｏ．２０は、Ｓ含有量が本発明範囲を外れて多いので、絞りが何れの本発明例より小さかった。特に、限界圧縮率が小さいので、冷間加工性に劣っていた。
【００３９】
比較例Ｎｏ．２１は、Ｂ含有量が本発明範囲を外れて少ないので、被削性に劣っていると共に、フリーＮ量が本発明範囲を外れて多いので、歪時効指数が何れの本発明例より大きく、それによって、変形抵抗が大きく、限界圧縮率が小さく、従って、冷間加工性に劣っていた。
【００４０】
比較例Ｎｏ．２２、２３は、Ｎ含有量が本発明範囲を外れている。即ち、比較例Ｎｏ．２２は、Ｎ含有量が本発明範囲を外れて少ないので、被削性に劣っていた。また、比較例Ｎｏ．２３は、Ｎ含有量が本発明範囲を外れて多いので、フリーＮ量が何れの本発明例より多かった。従って、歪時効指数が何れの本発明例より大きく、それによって、変形抵抗が大きく、限界圧縮率が小さかったので、冷間加工性に劣っていた。また、製造面では、Ｎ₂ガス起因の気泡が発生しやすくなって、鋳塊の表面性状が劣る危険性も出てきた。
【００４１】
比較例Ｎｏ．２４は、Ｎ／Ｂ比が本発明範囲を超えて大きいので、歪時効指数が何れの本発明例より大きく、それによって、変形抵抗が大きく、限界圧縮率が小さかったので、冷間加工性に劣っていた。
【００４２】
比較例Ｎｏ．２５は、フリーＮ量が本発明範囲を超えて多いので、歪時効指数が何れの本発明例より大きく、それによって、変形抵抗が大きく、限界圧縮率が小さかったので、冷間加工性に劣っていた。
【００４３】
比較例Ｎｏ．２６は、上述したように、参考例としてのＰｂ添加鋼であるが、被削性の面からは、例えば、本発明例Ｎｏ．９と同等であるが、冷間加工性を考えた場合、現行Ｐｂ添加鋼は、冷間加工性に有害なＳ量を低くおさえても冷間加工性に限界があるのに対して、本発明例は、冷間加工性が向上している。
【００４４】
【発明の効果】
以上説明したように、この発明によれば、Ｐｂを添加せずとも、Ｐｂ添加快削鋼と同等以上の被削性を有する、伸線加工性、冷鍛性あるいは転造加工性等の冷間加工性に優れたＢＮ系快削鋼を得ることができるといった工業上、有用な効果がもたらされる。
【図面の簡単な説明】
【図１】変形抵抗測定の試験方法を示す説明図である。
【図２】限界圧縮率測定の試験方法を示す説明図である。
【図３】フリーＮ量と歪時効指数との関係を示すグラフである。
【図４】被削性の代表値として、ドリル切削試験不能速度と歪時効指数との関係を、目標値と共に示したグラフである。[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
This invention is a BN free-cutting steel excellent in cold workability, in particular, a machinability equal to or higher than that of Pb-added free-cutting steel without adding Pb. The present invention relates to a BN free-cutting steel excellent in cold workability such as rolling workability.
[0002]
[Prior art]
Pb free-cutting steel is widely used because of its ease of use. However, there is a movement to limit the use of Pb due to recent global environmental problems. This includes not only Pb free-cutting steel but also solder and gun bullets. Under such circumstances, there is a demand for non-Pb free-cutting steel containing no Pb.
[0003]
Therefore, in order to meet such a demand, Japanese Patent Laid-Open No. 9-25539 discloses a Pb non-added type free-cutting non-heat treated steel (hereinafter referred to as Prior Art 1). JP-A-1-219148 discloses non-heat treated steel using BN as a free-cutting inclusion other than Pb (hereinafter referred to as Prior Art 2).
[0004]
[Problems to be solved by the invention]
However, the prior art 1 is disadvantageous in terms of cost reduction because it uses a special element Nd. Moreover, there is no description with respect to chip treatability which is the greatest feature of Pb-added steel. Moreover, the said prior art 2 does not have description about the chip disposal property which is the biggest characteristic of Pb addition steel like the prior art 1. FIG. Moreover, there is no description about the amount of free N that greatly affects the cold workability.
[0005]
Therefore, the object of the present invention is to achieve cold workability such as wire drawing workability, cold forging workability or rolling workability, which has machinability equivalent to or better than that of Pb-added free cutting steel without adding Pb. The object is to obtain excellent BN-based free-cutting steel.
[0006]
[Means for Solving the Problems]
The inventors of the present invention have made extensive studies to achieve the above object. As a result, machinability including chip disposal can be improved by optimal addition of B and N, and the strain age hardening during cold working can be reduced by reducing the amount of free N due to BN generation. The knowledge that it can be suppressed was obtained.
[0007]
The present invention has been made on the basis of the above findings, and is characterized by the following.
[0008]
The invention according to claim 1 is: C: 0.03-0.20%, Si: 0.02-0.10%, Mn: 0.15-0.50%, P: 0.005-0.030 %, S: 0.005 to 0.040%, Al: 0.010 to 0.050%, B: 0.0050 to 0.0150%, N: 0.01 to 0.02% (above, mass% ), The balance: Fe and inevitable impurities , and the N / B ratio is in the range of 0.7 to 2.5, and the following formula (1):
N- (B / 0.77) (1)
The amount of free N represented by is characterized by being 40 ppm or less.
[0009]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
Next, the reasons for limiting the component elements of the present invention will be described.
[0010]
C: 0.03-0.20 mass%
C is an important element that greatly affects the strength and machinability of steel. However, if the C content is less than 0.03 mass%, sufficient strength cannot be obtained. On the other hand, when the C content exceeds 0.20 mass%, the cold workability is deteriorated due to an increase in strength and the machinability is deteriorated due to an increase in the amount of pearlite. Therefore, the C content should be limited to the range of 0.03 to 0.20 mass%.
[0011]
Si: 0.02-0.10 mass%
Since Si forms hard oxide inclusions and hardens ferrite, it significantly deteriorates cold workability and machinability. However, when the Si content is less than 0.02 mass%, hard alumina inclusions are generated, and thus cold workability and machinability deteriorate. Further, the Si removal cost increases as the Si content decreases. Therefore, the Si content should be limited to the range of 0.02 to 0.10 mass%.
[0012]
Mn: 0.15-0.50 mass%
Mn is an element that greatly affects the strength and ductility of steel, but if its content is less than 0.15%, sufficient strength cannot be obtained. On the other hand, if the Mn content exceeds 0.50%, sufficient ductility cannot be obtained, and cold workability and machinability deteriorate. Therefore, the Mn content should be limited to the range of 0.15 to 0.50 mass%.
[0013]
P: 0.005-0.030 mass%
P is an element inevitably mixed in the steel, and if its content exceeds 0.030 mass%, sufficient cold workability cannot be obtained. However, if the P content is less than 0.005 mass%, the machinability deteriorates, and in particular, the surface roughness tends to deteriorate. Moreover, the P removal cost increases as the P content decreases. Therefore, the P content should be limited to the range of 0.005 to 0.030 mass%.
[0014]
S: 0.005-0.040 mass%
S is an element that improves machinability, but if the content is less than 0.005 mass%, the effect cannot be sufficiently obtained. Moreover, when S content exceeds 0.040 mass%, cold workability, especially cold forgeability and rolling workability will deteriorate. Therefore, the S content should be limited to the range of 0.005 to 0.040 mass%.
[0015]
Al: 0.010-0.050 mass%
Al is an element necessary for deoxidation, but if the content is less than 0.010 mass%, there is no deoxidation effect, while if the Al content exceeds 0.050 mass%, the effect is saturated. Therefore, the Al content should be limited to the range of 0.010 to 0.050 mass%.
[0016]
B: 0.0050 to 0.0150 mass%
B is an element necessary for generating BN that improves machinability, and at the same time, by reducing the amount of free N, it suppresses strain age hardening during cold working, and relates to the basis of the present invention. It is an important element. However, if the B content is less than 0.0050 mass%, a sufficient amount of BN cannot be generated, and the free N amount does not decrease sufficiently. On the other hand, when the B content exceeds 0.0150 mass%, the hot workability decreases. Therefore, the B content should be limited to a range of 0.0050 to 0.0150 mass%.
[0017]
N: 0.01-0.02 mass%
N is an element which has the effect | action which forms BN and improves machinability. However, if the N content is less than 0.01 mass%, the effect cannot be obtained sufficiently. On the other hand, if the N content exceeds 0.02 mass%, the free N amount is increased, the strain aging index is increased, and the cold workability is deteriorated. Therefore, the N content should be limited to the range of 0.01 to 0.02 mass%.
[0018]
N / B ratio: 0.7 to 2.5
If the N / B ratio is less than 0.7, the machinability deteriorates because the BN amount effective for machinability cannot be secured. On the other hand, when the N / B ratio exceeds 2.5, the free N amount increases, the strain aging index increases, and the cold workability deteriorates. Therefore, the N / B ratio should be limited to the range of 0.7 to 2.5.
[0019]
Free N amount: 0.0040 mass% or less Free N causes strain age hardening due to an increase in temperature during cold working, and also causes an increase in strength and a decrease in ductility, which adversely affects cold workability. And the following formula (1),
N- (B / 0.77) --- (1)
When the amount of free N expressed by exceeds 0.0040 mass%, the influence cannot be ignored. Accordingly, the amount of free N should be limited to 0.0040 mass% or less.
[0020]
【Example】
Next, the present invention will be described in more detail with reference to examples.
[0021]
Steel having a chemical composition within the scope of the present invention shown in Table 1 (hereinafter referred to as the present invention steel) No. No. 1-13 and steel having a chemical composition outside the scope of the present invention (hereinafter referred to as comparative steel) No. 14-25, and as a reference example, no. 26 component steels were melted in a melting furnace, cast into a steel ingot, and then hot-rolled into a 10 mm diameter wire rod and an 85 mm diameter bar steel, respectively.
[0022]
[Table 1]

[0023]
JIS No. 2 tensile test specimens were collected from the wire rods made of the steel of the present invention, the comparative steel, and the reference example steel thus manufactured and subjected to a tensile test. The strain aging index ΔTS was calculated based on the following formula (2) from the TS (tensile strength) in each state before and after the processing after strain aging treatment of the wire as-rolled. Strain aging treatment conditions were such that after 3% pre-straining, they were kept in oil at 100 ° C. for 4 hours.
[0024]
ΔTS = (TS after strain aging treatment)-(TS as-rolled) --- (2)
Next, an 8 mm (φ) × 12 mm (h) cylindrical piece and a 14 mm (φ) × 21 mm (h) grooved cylindrical piece were respectively collected from the middle part of each steel bar manufactured as described above. A cold working test was performed on the cylindrical piece by measuring deformation resistance and limiting compressibility.
[0025]
As shown in FIG. 1, the deformation resistance was measured by applying a compressive load in the height (h) direction of the cylindrical piece and measuring the deformation resistance at a predetermined strain of ε = 1.0. As shown in FIG. 2, the critical compressibility measurement was performed by applying a compressive load in the height (h) direction of the grooved cylindrical piece and determining the compressibility at which cracks occur in the groove.
[0026]
Moreover, each steel bar manufactured as mentioned above was cut | disconnected to 500 mm length, and it used for the cutting test. The cutting test was performed under the conditions shown in Table 2, the peripheral turning test was performed with two types of carbide tools (material P20) and a high-speed tool (material SKH4), and the drilling test was performed with a high-speed drill (material SKH4). .
[0027]
[Table 2]

[0028]
Regarding the evaluation of machinability, in the external cutting test with carbide tools, the tool life is evaluated by the cutting time when the lateral flank wear amount (VB) is 0.2 mm, and in the external cutting test with high-speed tools, cutting is performed. The tool life was evaluated by the time until it became impossible. In the drill cutting test, the cutting speed at which cutting becomes impossible at a total drilling depth of 1000 mm was obtained and used as an index of tool life. In addition, all of these tests were performed after subjecting the steel bar to spheroidizing annealing. The spheroidizing annealing conditions were 760 ° C. × 6 hr → 700 ° C. × 2 hr → furnace cooling. The results are shown in Table 3.
[0029]
[Table 3]

[0030]
As the set representative target value, from the experience so far, the strain aging index ΔTS is set to 35 MPa or less, and the drill cutting test impossible speed is set to 20 m / min or more. FIG. 3 shows the relationship between the free N amount and the strain aging index, and FIG. 4 shows the relationship between the drill cutting test impossibility speed and the strain aging index as a representative value of machinability together with the target value.
[0031]
As is apparent from Table 3, No. It was found that all of the inventive examples 1 to 13 satisfied the target value and had good characteristics. In particular, Invention Example No. 9 is Reference Example No. Compared to the Pb-added steel of No. 26, it is almost equivalent from the viewpoint of machinability. 26 Pb-added steel has a limited cold workability even if the content of S, which is harmful to the cold workability, is kept low.
[0032]
On the other hand, the present invention example No. No. 9 has improved cold workability. In other words, in the current Pb-added steel, considering the cold workability, the amount of S effective for machinability must be kept low, but in this invention example, even if the amount of S added is increased. Since the same cold workability can be ensured, the machinability can be improved by an increase in the amount of S. Of course, the machinability is further improved by the generation of BN. This example is an example of the present invention. 10.
[0033]
Next, Comparative Example No. 14 to 25 will be described.
[0034]
Comparative Example No. No. 14, since the C content is less than the scope of the present invention, the tensile strength was smaller than any of the present invention examples.
[0035]
Comparative Example No. No. 15 was inferior in cold workability because the Si content was much out of the range of the present invention, and the drawing was smaller than any of the examples of the present invention, and the deformation resistance was large and the critical compression ratio was small. Moreover, machinability was also inferior.
[0036]
Comparative Example No. 16 and 17, the Mn content is outside the scope of the present invention. That is, Comparative Example No. No. 16 had a lower Mn content than the scope of the present invention, and therefore had a lower tensile strength than any of the present invention examples. On the other hand, Comparative Example No. In No. 17, since the Mn content was large outside the range of the present invention, the drawing was smaller than any of the present invention examples, and the machinability was inferior.
[0037]
Comparative Example No. In No. 18, since the P content was much outside the range of the present invention, the drawing was smaller than any of the examples of the present invention, and the critical compressibility was lower than any of the examples of the present invention, so the cold workability was inferior.
[0038]
Comparative Example No. 19 and 20, the S content is outside the scope of the present invention. That is, Comparative Example No. No. 19 was inferior in machinability because the S content was small outside the scope of the present invention. On the other hand, Comparative Example No. In No. 20, since the S content was large outside the range of the present invention, the aperture was smaller than any of the present invention examples. In particular, since the critical compression ratio was small, the cold workability was poor.
[0039]
Comparative Example No. No. 21, since the B content is small outside the scope of the present invention, the machinability is inferior and the free N amount is large outside the scope of the present invention, so the strain aging index is larger than any of the present invention examples, As a result, the deformation resistance was large, the critical compression ratio was small, and therefore the cold workability was poor.
[0040]
Comparative Example No. Nos. 22 and 23 have an N content outside the scope of the present invention. That is, Comparative Example No. No. 22 was inferior in machinability because the N content was small outside the scope of the present invention. Comparative Example No. In No. 23, the N content was larger than the range of the present invention, so the free N amount was higher than any of the present invention examples. Therefore, since the strain aging index was larger than any of the examples of the present invention, thereby the deformation resistance was large and the critical compression ratio was small, the cold workability was poor. On the production side, bubbles due to N ₂ gas are likely to be generated, and there is a risk that the surface properties of the ingot are inferior.
[0041]
Comparative Example No. No. 24, because the N / B ratio is larger than the range of the present invention, the strain aging index is larger than any of the present invention examples, thereby the deformation resistance is large and the critical compressibility is small. It was inferior.
[0042]
Comparative Example No. No. 25, since the amount of free N exceeds the range of the present invention, the strain aging index is larger than any of the present invention examples, and thereby the deformation resistance is large and the critical compression ratio is small, so that the cold workability is poor. It was.
[0043]
Comparative Example No. 26 is Pb-added steel as a reference example as described above. From the viewpoint of machinability, for example, the present invention example No. This is equivalent to 9, but when considering cold workability, the current Pb-added steel has a limited cold workability even if the amount of sulfur harmful to cold workability is kept low. Inventive examples have improved cold workability.
[0044]
【The invention's effect】
As described above, according to the present invention, cold work such as wire drawing workability, cold forging workability or rolling workability having machinability equivalent to or better than that of Pb-added free cutting steel without adding Pb. An industrially useful effect that a BN type free-cutting steel excellent in hot workability can be obtained is brought about.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is an explanatory diagram showing a test method for measuring deformation resistance.
FIG. 2 is an explanatory diagram showing a test method for measuring a critical compression ratio.
FIG. 3 is a graph showing a relationship between a free N amount and a strain aging index.
FIG. 4 is a graph showing, as a representative value of machinability, a relationship between a drill cutting test impossible speed and a strain aging index together with target values.

Claims

C: 0.03 to 0.20%
Si: 0.02-0.10%,
Mn: 0.15 to 0.50%,
P: 0.005-0.030%,
S: 0.005-0.040%,
Al: 0.010 to 0.050%,
B: 0.0050 to 0.0150%,
N: 0.01 to 0.02% (above, mass%),
The balance: Fe and unavoidable impurities , the N / B ratio is in the range of 0.7 to 2.5, and the following formula (1):
N- (B / 0.77) (1)
A BN-based free-cutting steel excellent in cold workability, characterized in that the amount of free N represented by the formula is 40 ppm or less.