JPH029088B2 - - Google Patents
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- JPH029088B2 JPH029088B2 JP57227072A JP22707282A JPH029088B2 JP H029088 B2 JPH029088 B2 JP H029088B2 JP 57227072 A JP57227072 A JP 57227072A JP 22707282 A JP22707282 A JP 22707282A JP H029088 B2 JPH029088 B2 JP H029088B2
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- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
この発明は、冷間鍛造等の冷間塑性加工および
切削加工を良好に行うことができる冷間塑性加工
性および被削性に優れた快削鋼の製造方法に関す
るものである。 従来、冷間鍛造等の冷間塑性加工用快削鋼とし
ては、機械構造用炭素鋼あるいは機械構造用合金
鋼に、Ｓ、Pb、Bi、Te、Se、Ca等の元素を添加
して被削性を向上させると共に、鋼中の硫化物形
態を球状にコントロールすることによつて冷間塑
性加工性を向上させようとするものが主流であつ
た。 しかしながら、上記した従来の冷間塑性加工用
快削鋼では、冷間塑性加工性の向上を硫化物形態
のコントロールによつて行つていたため、冷間塑
性加工性の向上には限界があつた。 一方、最近の炉外精錬技術の発達に伴つて、低
Ｓ鋼の工業的生産が可能となり、低Ｓの冷間塑性
加工用鋼が実用化されつつあるが、この低Ｓ鋼に
は被削性に乏しいという欠点がある。 そこで、本発明者らは、冷間鍛造等の冷間塑性
加工性および被削性の優れた鋼を得ることを目的
として、冷間塑性加工性および被削性に及ぼす各
種元素の含有量ならびに組織の影響を詳細に調べ
た結果、冷間塑性加工性および被削性に優れた快
削鋼の製造方法を開発するに至つた。そしてこの
場合、連続鋳造法によつて製造した鋳片または造
塊法によつて製造した鋼片の圧延条件をコントロ
ールすることにより、冷間塑性加工性をより一層
向上させることができた。 すなわち、この発明によると冷間塑性加工性お
よび被削性に優れた快削鋼の製造方法は、Ｓ≦
0.009重量％、［Ｏ］≦0.0015重量％、Si≦0.25重量
％、Ｃ、Ｎを合計で0.003原子％以上（すなわち、
重量％で、〔Ｃ重量％／12.01＋Ｎ重量％／14.01〕×55
.85≧ 0.003）、およびNb、Ｖ、Ti、Taのうちの１種ま
たは２種以上を合計で0.003原子％以上（すなわ
ち、重量％で、〔Nb重量％／92.91＋Ｖ重量％／50.95＋ Ti重量％／47.90＋Ta重量％／180.95〕×55.85≧0.003
）、さら にPb≦0.12重量％、Bi≦0.12重量％、Te≦0.015
重量％のうちの１種または２種以上を合計で0.01
重量％以上含有する機械構造用炭素鋼および機械
構造用合金鋼の溶鋼から連続鋳造法または造塊法
により鋳片または鋼塊を製造し、前記鋳片または
鋼塊を1150〜1350℃の温度に放置または再加熱等
によりした後鋼片まで圧延し、次いで前記鋼片を
850〜1150℃の温度に放置または再加熱等により
した後圧延仕上温度を750〜1000℃にして圧延す
ることにより、フエライト＋パーライト組織を有
しかつフエライト結晶粒度番号が９以上である鋼
を得るようにしたことを特徴としている。 この発明において適用される機械構造用炭素鋼
および機械構造用合金鋼としては、Ｓ−Ｃ材、Ｓ
−CK材、SNC材、SNCM材、SCr材、SCM材、
SMn材、SMnC材、SNB材、SACM材などがあ
り、基本的な成分元素の範囲としては、例えば、
Ｃ≦0.08％、Mn≦1.65％、Ni≦4.5％、Cr≦６
％、Mo≦0.65％、Al≦1.2％等とするのがより好
ましく、そのほか、この種の構造用鋼に対して従
来既知の合金成分を添加したものに対しても適用
することができる。 次に、このような機械構造用炭素鋼および機械
構造用合金鋼において、この明細書の特許請求の
範囲に示す如く元素の含有量を定めたのは以下の
理由による。 Ｓ≦0.009重量％ Ｓは鋼の被削性を向上させる元素でもあるが、
0.009重量％を越えると冷間鍛造加工等の冷間塑
性加工性が著しく劣化するので、Ｓの含有量は
0.009重量％以下とし、Ｓによる被削性向上は期
待しないこととした。 〔Ｏ〕≦0.0015重量％ Ｏは鋼中において酸化物を形成する元素であ
り、0.0015重量％を超えると冷間塑性加工性が著
しく劣化するので、Ｏの含有量は0.0015重量％以
下とした。 Si≦0.25重量％ Siは鋼の脱酸に有効な元素であるが、0.25重量
％を超えると冷間塑性加工性が著しく劣化するの
で、Siの含有量は0.25重量％以下とした。 Ｃ、Ｎを合計で0.003原子％以上、およびNb、
Ｖ、Ti、Taのうちの１種または２種以上を合計
で0.003原子％以上 Nb、Ｖ、Ti、Taは結晶粒微細化の作用を果す
と共に、Ｃ、Ｎと結びついて鋼の靭性を向上させ
る作用を果す。そして、このような作用を有効に
得るためには、それぞれのおいて合計で0.003原
子％以上（すなわち重量％で、〔Ｃ重量％／12.01＋ Ｎ重量％／14.01〕×55.85≧0.003、〔Nb重量％／92.91
＋ Ｖ重量％／50.95＋Ti重量％／47.90＋Ta重量％／180.95
〕×55.85≧ 0.003）含有させることが必要である。 Pb≦0.12重量％、Bi≦0.12重量％、Te≦0.015重
量％のうちの１種または２種以上を合計で0.01重
量％以上 Pb、Bi、Teはいずれも鋼の被削性を向上させ
るのに有効な元素であり、このような効果を得る
ためには合計で0.01重量％以上含有させることが
必要である。しかしながら、Pbが0.12重量％を超
え、Biが0.12重量％を超え、Teが0.015重量％を
超えると、冷間塑性加工性が著しく劣化するので
各々上記の範囲とする。 なお、結晶粒微細化の目的のために必要な炭窒
化物は、上記したＣ、Ｎ量およびNb、Ｖ、Ti、
Ta量の範囲で十分生成するが、脱酸ならびに結
晶粒調整の目的で0.06重量％以下のAlを添加して
も良い、また、このような目的だけでなく、Al
を0.5重量％まで添加した軟窒化鋼や、Alを1.2重
量％まで添加した窒化鋼（SACM）などに対し
てもこの発明を適用することができる。 上記した冷間塑性加工性および被削性に優れた
快削鋼を製造するに際しては、このような成分を
もつ機械構造用炭素鋼および機械構造用合金鋼の
溶鋼から連続鋳造法または造塊法により鋳片また
は鋼塊を製造し、前記鋳片または鋼塊を鋼片まで
圧延し、この鋼片を仕上圧延する方法が採用され
るが、より具体的には、前記溶鋼から連続鋳造法
または造塊法により鋳片または鋼塊を製造し、前
記鋳片または鋼塊を1150〜1350℃の温度に放置ま
たは再加熱等によりした後鋼片まで圧延し、次い
で前記鋼片を850〜1150℃の温度に放置または再
加熱等によりした後圧延仕上温度を750〜1000℃
にして圧延することにより、フエライト＋パーラ
イト組織を有しかつフエライト結晶粒度番号が９
以上である鋼を得るようにする。このような製造
工程を採用することがよいのは、次の理由によ
る。 すなわち、鋳片または鋼塊の圧延時に1150〜
1350℃の温度にするのは、次工程の鋼片圧延にお
いてオーステナイト結晶粒の微細化に有効な微細
なNb、Ｖ、Ti、Taの炭窒化物を析出させるため
に、前記鋳片または鋼塊の凝固冷却時に晶出ある
いは析出した大きなNb、Ｖ、Ti、Taの炭窒化物
をいつたん固溶させるためである。すなわち、上
記温度が1150℃よりも低いと大型の炭窒化物が十
分固溶せず、1350℃よりも高いとオーステナイト
結晶粒が大きくなり、その影響が製品にまで持ち
越され、微細なフエライト結晶粒が得られなくな
るためである。 次いで、上記圧延によつて得られかつNb、Ｖ、
Ti、Taの炭窒化物を十分に固溶した鋼片を850
〜1150℃の温度にすると、オーステナイト結晶粒
の微細化に有効な炭窒化物が析出す。しかし、鋼
片を1150℃よりも高い温度にすると、オーステナ
イト結晶粒が粗大化してしまい、製品において粒
度番号が９以上の微細なフエライト結晶粒を得る
ことができなくなるので好ましくない。また、鋼
片を850℃よりも低い温度にして圧延を行つた場
合には、圧延材の変形抵抗が増大して圧延が困難
となるので好ましくない。そして、この圧延にお
ける圧延仕上温度は750〜1000℃としているが、
この理由は、圧延仕上温度が750℃よりも低いと
オーステナイト結晶粒が再結晶せず、変態によつ
て得られたフエライト粒は粒度番号で９以上にな
らないためであり、1000℃よりも高いと再結晶し
たオーステナイト結晶粒が急速に成長してしま
い、変態によつて得られたフエライト粒は粒度番
号で９以上にならないためである。そして、この
ようにして得られた快削鋼の組織をフエライト＋
パーライト組織に限定したのは、この圧延材をそ
のまま冷間鍛造加工等の冷間塑性加工する場合
に、ベイナイト組織ではフエライト＋パーライト
組織に比較して硬さが大であり、加工用金型の寿
命が低下するためである。また、フエライト結晶
粒度番号を９以上に限定したのは、圧延材をその
まま冷間鍛造等の冷間塑性加工をする場合に、９
未満では延性が不足し、割れ等が発生する頻度が
高いためである。 以下、実施例について説明する。 まず、容量70トンのアーク炉を用いて機械構造
用低合金鋼（SCM）を溶解し、取鍋精錬および
真空脱ガスを行つた後、得られた溶鋼を連続鋳造
して鋳片を作製した。なお、溶鋼中へのPb、Bi、
Teの添加は、鋳造の直前においてタンデイツシ
ユ内にワイヤで添加することにより行つた。次い
で、上記鋳片から通常の圧延工程によつて直径34
mmの丸棒を製造した。次に前記各丸棒の表層部よ
り供試片を切り出し、研磨および腐食後フエライ
ト結晶粒度を測定すると共に、化学成分を調べ
た。この結果を第１表に示す。 次に、冷間鍛造性を評価するために、前記各丸
棒を50mmの長さに切断し、600トンプレスによつ
て据え込み鍛造を行つた。なお、この鍛造におい
ては、20個の試験片に対して各々据え込み率70％
の加工を行い、加工後の割れ発生率を求めた。こ
の結果を第２表に示す。 続いて、被削性を評価するために、前記各丸棒
に対し、切削速度；50〜200mm／min、送り速
度；0.05〜0.30mm／rev、切り込み量；0.5〜２mm
の範囲内で40種の組み合わせを作り、超硬工具を
用いて各条件で数秒間加工したのち切り屑を採取
した。そして、長さ50mm以下の破砕切り屑が得ら
れる条件の全条件に占める割合（百分率）を切り
屑破砕性指数として求めた。この結果を同じく第
２表に示す。
切削加工を良好に行うことができる冷間塑性加工
性および被削性に優れた快削鋼の製造方法に関す
るものである。 従来、冷間鍛造等の冷間塑性加工用快削鋼とし
ては、機械構造用炭素鋼あるいは機械構造用合金
鋼に、Ｓ、Pb、Bi、Te、Se、Ca等の元素を添加
して被削性を向上させると共に、鋼中の硫化物形
態を球状にコントロールすることによつて冷間塑
性加工性を向上させようとするものが主流であつ
た。 しかしながら、上記した従来の冷間塑性加工用
快削鋼では、冷間塑性加工性の向上を硫化物形態
のコントロールによつて行つていたため、冷間塑
性加工性の向上には限界があつた。 一方、最近の炉外精錬技術の発達に伴つて、低
Ｓ鋼の工業的生産が可能となり、低Ｓの冷間塑性
加工用鋼が実用化されつつあるが、この低Ｓ鋼に
は被削性に乏しいという欠点がある。 そこで、本発明者らは、冷間鍛造等の冷間塑性
加工性および被削性の優れた鋼を得ることを目的
として、冷間塑性加工性および被削性に及ぼす各
種元素の含有量ならびに組織の影響を詳細に調べ
た結果、冷間塑性加工性および被削性に優れた快
削鋼の製造方法を開発するに至つた。そしてこの
場合、連続鋳造法によつて製造した鋳片または造
塊法によつて製造した鋼片の圧延条件をコントロ
ールすることにより、冷間塑性加工性をより一層
向上させることができた。 すなわち、この発明によると冷間塑性加工性お
よび被削性に優れた快削鋼の製造方法は、Ｓ≦
0.009重量％、［Ｏ］≦0.0015重量％、Si≦0.25重量
％、Ｃ、Ｎを合計で0.003原子％以上（すなわち、
重量％で、〔Ｃ重量％／12.01＋Ｎ重量％／14.01〕×55
.85≧ 0.003）、およびNb、Ｖ、Ti、Taのうちの１種ま
たは２種以上を合計で0.003原子％以上（すなわ
ち、重量％で、〔Nb重量％／92.91＋Ｖ重量％／50.95＋ Ti重量％／47.90＋Ta重量％／180.95〕×55.85≧0.003
）、さら にPb≦0.12重量％、Bi≦0.12重量％、Te≦0.015
重量％のうちの１種または２種以上を合計で0.01
重量％以上含有する機械構造用炭素鋼および機械
構造用合金鋼の溶鋼から連続鋳造法または造塊法
により鋳片または鋼塊を製造し、前記鋳片または
鋼塊を1150〜1350℃の温度に放置または再加熱等
によりした後鋼片まで圧延し、次いで前記鋼片を
850〜1150℃の温度に放置または再加熱等により
した後圧延仕上温度を750〜1000℃にして圧延す
ることにより、フエライト＋パーライト組織を有
しかつフエライト結晶粒度番号が９以上である鋼
を得るようにしたことを特徴としている。 この発明において適用される機械構造用炭素鋼
および機械構造用合金鋼としては、Ｓ−Ｃ材、Ｓ
−CK材、SNC材、SNCM材、SCr材、SCM材、
SMn材、SMnC材、SNB材、SACM材などがあ
り、基本的な成分元素の範囲としては、例えば、
Ｃ≦0.08％、Mn≦1.65％、Ni≦4.5％、Cr≦６
％、Mo≦0.65％、Al≦1.2％等とするのがより好
ましく、そのほか、この種の構造用鋼に対して従
来既知の合金成分を添加したものに対しても適用
することができる。 次に、このような機械構造用炭素鋼および機械
構造用合金鋼において、この明細書の特許請求の
範囲に示す如く元素の含有量を定めたのは以下の
理由による。 Ｓ≦0.009重量％ Ｓは鋼の被削性を向上させる元素でもあるが、
0.009重量％を越えると冷間鍛造加工等の冷間塑
性加工性が著しく劣化するので、Ｓの含有量は
0.009重量％以下とし、Ｓによる被削性向上は期
待しないこととした。 〔Ｏ〕≦0.0015重量％ Ｏは鋼中において酸化物を形成する元素であ
り、0.0015重量％を超えると冷間塑性加工性が著
しく劣化するので、Ｏの含有量は0.0015重量％以
下とした。 Si≦0.25重量％ Siは鋼の脱酸に有効な元素であるが、0.25重量
％を超えると冷間塑性加工性が著しく劣化するの
で、Siの含有量は0.25重量％以下とした。 Ｃ、Ｎを合計で0.003原子％以上、およびNb、
Ｖ、Ti、Taのうちの１種または２種以上を合計
で0.003原子％以上 Nb、Ｖ、Ti、Taは結晶粒微細化の作用を果す
と共に、Ｃ、Ｎと結びついて鋼の靭性を向上させ
る作用を果す。そして、このような作用を有効に
得るためには、それぞれのおいて合計で0.003原
子％以上（すなわち重量％で、〔Ｃ重量％／12.01＋ Ｎ重量％／14.01〕×55.85≧0.003、〔Nb重量％／92.91
＋ Ｖ重量％／50.95＋Ti重量％／47.90＋Ta重量％／180.95
〕×55.85≧ 0.003）含有させることが必要である。 Pb≦0.12重量％、Bi≦0.12重量％、Te≦0.015重
量％のうちの１種または２種以上を合計で0.01重
量％以上 Pb、Bi、Teはいずれも鋼の被削性を向上させ
るのに有効な元素であり、このような効果を得る
ためには合計で0.01重量％以上含有させることが
必要である。しかしながら、Pbが0.12重量％を超
え、Biが0.12重量％を超え、Teが0.015重量％を
超えると、冷間塑性加工性が著しく劣化するので
各々上記の範囲とする。 なお、結晶粒微細化の目的のために必要な炭窒
化物は、上記したＣ、Ｎ量およびNb、Ｖ、Ti、
Ta量の範囲で十分生成するが、脱酸ならびに結
晶粒調整の目的で0.06重量％以下のAlを添加して
も良い、また、このような目的だけでなく、Al
を0.5重量％まで添加した軟窒化鋼や、Alを1.2重
量％まで添加した窒化鋼（SACM）などに対し
てもこの発明を適用することができる。 上記した冷間塑性加工性および被削性に優れた
快削鋼を製造するに際しては、このような成分を
もつ機械構造用炭素鋼および機械構造用合金鋼の
溶鋼から連続鋳造法または造塊法により鋳片また
は鋼塊を製造し、前記鋳片または鋼塊を鋼片まで
圧延し、この鋼片を仕上圧延する方法が採用され
るが、より具体的には、前記溶鋼から連続鋳造法
または造塊法により鋳片または鋼塊を製造し、前
記鋳片または鋼塊を1150〜1350℃の温度に放置ま
たは再加熱等によりした後鋼片まで圧延し、次い
で前記鋼片を850〜1150℃の温度に放置または再
加熱等によりした後圧延仕上温度を750〜1000℃
にして圧延することにより、フエライト＋パーラ
イト組織を有しかつフエライト結晶粒度番号が９
以上である鋼を得るようにする。このような製造
工程を採用することがよいのは、次の理由によ
る。 すなわち、鋳片または鋼塊の圧延時に1150〜
1350℃の温度にするのは、次工程の鋼片圧延にお
いてオーステナイト結晶粒の微細化に有効な微細
なNb、Ｖ、Ti、Taの炭窒化物を析出させるため
に、前記鋳片または鋼塊の凝固冷却時に晶出ある
いは析出した大きなNb、Ｖ、Ti、Taの炭窒化物
をいつたん固溶させるためである。すなわち、上
記温度が1150℃よりも低いと大型の炭窒化物が十
分固溶せず、1350℃よりも高いとオーステナイト
結晶粒が大きくなり、その影響が製品にまで持ち
越され、微細なフエライト結晶粒が得られなくな
るためである。 次いで、上記圧延によつて得られかつNb、Ｖ、
Ti、Taの炭窒化物を十分に固溶した鋼片を850
〜1150℃の温度にすると、オーステナイト結晶粒
の微細化に有効な炭窒化物が析出す。しかし、鋼
片を1150℃よりも高い温度にすると、オーステナ
イト結晶粒が粗大化してしまい、製品において粒
度番号が９以上の微細なフエライト結晶粒を得る
ことができなくなるので好ましくない。また、鋼
片を850℃よりも低い温度にして圧延を行つた場
合には、圧延材の変形抵抗が増大して圧延が困難
となるので好ましくない。そして、この圧延にお
ける圧延仕上温度は750〜1000℃としているが、
この理由は、圧延仕上温度が750℃よりも低いと
オーステナイト結晶粒が再結晶せず、変態によつ
て得られたフエライト粒は粒度番号で９以上にな
らないためであり、1000℃よりも高いと再結晶し
たオーステナイト結晶粒が急速に成長してしま
い、変態によつて得られたフエライト粒は粒度番
号で９以上にならないためである。そして、この
ようにして得られた快削鋼の組織をフエライト＋
パーライト組織に限定したのは、この圧延材をそ
のまま冷間鍛造加工等の冷間塑性加工する場合
に、ベイナイト組織ではフエライト＋パーライト
組織に比較して硬さが大であり、加工用金型の寿
命が低下するためである。また、フエライト結晶
粒度番号を９以上に限定したのは、圧延材をその
まま冷間鍛造等の冷間塑性加工をする場合に、９
未満では延性が不足し、割れ等が発生する頻度が
高いためである。 以下、実施例について説明する。 まず、容量70トンのアーク炉を用いて機械構造
用低合金鋼（SCM）を溶解し、取鍋精錬および
真空脱ガスを行つた後、得られた溶鋼を連続鋳造
して鋳片を作製した。なお、溶鋼中へのPb、Bi、
Teの添加は、鋳造の直前においてタンデイツシ
ユ内にワイヤで添加することにより行つた。次い
で、上記鋳片から通常の圧延工程によつて直径34
mmの丸棒を製造した。次に前記各丸棒の表層部よ
り供試片を切り出し、研磨および腐食後フエライ
ト結晶粒度を測定すると共に、化学成分を調べ
た。この結果を第１表に示す。 次に、冷間鍛造性を評価するために、前記各丸
棒を50mmの長さに切断し、600トンプレスによつ
て据え込み鍛造を行つた。なお、この鍛造におい
ては、20個の試験片に対して各々据え込み率70％
の加工を行い、加工後の割れ発生率を求めた。こ
の結果を第２表に示す。 続いて、被削性を評価するために、前記各丸棒
に対し、切削速度；50〜200mm／min、送り速
度；0.05〜0.30mm／rev、切り込み量；0.5〜２mm
の範囲内で40種の組み合わせを作り、超硬工具を
用いて各条件で数秒間加工したのち切り屑を採取
した。そして、長さ50mm以下の破砕切り屑が得ら
れる条件の全条件に占める割合（百分率）を切り
屑破砕性指数として求めた。この結果を同じく第
２表に示す。
【表】
【表】
【表】
第１表および第２表から明らかなように、Si含
有量が多すぎるNo.11、Ｓ含有量が多すぎるNo.12、
〔Ｏ〕含有量が多すぎるNo.13、Nb、Ｖ、Ti、Ta
を含まないNo.14、Pb含有量が多すぎるNo.15はい
ずれも冷間鍛造性に劣つており、Pb、Bi、Teを
含まないNo.16では被削性が著しく劣つていること
がわかる。これに対して本発明が適用される鋼No.
１〜５はいずれもフエライト結晶粒度番号が大き
く、冷間鍛造性および被削性にすぐれていること
が明らかである。 次に、容量70トンのアーク炉を用いて機械構造
用炭素鋼（Ｓ−Ｃ）を溶解し、前記と同様にして
鋳片を作製したのち丸棒に圧延し、フエライト結
晶粒度を測定すると共に、化学成分を調べた。こ
の結果を第３表に示す。 次に前記と同様にして冷間鍛造性および被削性
が評価した。これらの結果を第４表に示す。
有量が多すぎるNo.11、Ｓ含有量が多すぎるNo.12、
〔Ｏ〕含有量が多すぎるNo.13、Nb、Ｖ、Ti、Ta
を含まないNo.14、Pb含有量が多すぎるNo.15はい
ずれも冷間鍛造性に劣つており、Pb、Bi、Teを
含まないNo.16では被削性が著しく劣つていること
がわかる。これに対して本発明が適用される鋼No.
１〜５はいずれもフエライト結晶粒度番号が大き
く、冷間鍛造性および被削性にすぐれていること
が明らかである。 次に、容量70トンのアーク炉を用いて機械構造
用炭素鋼（Ｓ−Ｃ）を溶解し、前記と同様にして
鋳片を作製したのち丸棒に圧延し、フエライト結
晶粒度を測定すると共に、化学成分を調べた。こ
の結果を第３表に示す。 次に前記と同様にして冷間鍛造性および被削性
が評価した。これらの結果を第４表に示す。
【表】
【表】
第３表および第４表に示す結果から明らかなよ
うに、〔Ｏ〕含有量が多すぎると同時にPb、Ti、
Teを含まないNo.17では冷間鍛造性および被削性
の両方共に著しく劣つており、SiおよびＳ含有量
が多すぎるNo.18では冷間鍛造性が著しく劣つてい
るのに対して、本発明が適用される鋼No.６、７で
は冷間鍛造性および被削性共にすぐれていること
が確認された。 さらに、容量70トンのアーク炉を用いて機械構
造用低合金鋼（SCr）を溶解し、取鍋精錬および
真空脱ガスを行つた後、得られた溶鋼を連続鍛造
して鋳片を作製した。なお、Pb、Bi、Teの添加
は前記と同様にして行つた。次いで、上記鋳片に
対し、第５表に示す条件で鋳片の圧延を行つて鋳
片を作製し、続いて同じく第５表に示す条件で鋼
片の圧延を行つて直径34mmの丸棒を製造した。次
に、前記と同様にして各供試片のフエライト結晶
粒度を測定すると共に、化学成分を調べた。この
結果を第６表に示す、さらに、前記と同様にして
冷間鍛造性（据え込み率75％を追加）および被削
性を評価した。これらの結果を第７表に示す。
うに、〔Ｏ〕含有量が多すぎると同時にPb、Ti、
Teを含まないNo.17では冷間鍛造性および被削性
の両方共に著しく劣つており、SiおよびＳ含有量
が多すぎるNo.18では冷間鍛造性が著しく劣つてい
るのに対して、本発明が適用される鋼No.６、７で
は冷間鍛造性および被削性共にすぐれていること
が確認された。 さらに、容量70トンのアーク炉を用いて機械構
造用低合金鋼（SCr）を溶解し、取鍋精錬および
真空脱ガスを行つた後、得られた溶鋼を連続鍛造
して鋳片を作製した。なお、Pb、Bi、Teの添加
は前記と同様にして行つた。次いで、上記鋳片に
対し、第５表に示す条件で鋳片の圧延を行つて鋳
片を作製し、続いて同じく第５表に示す条件で鋼
片の圧延を行つて直径34mmの丸棒を製造した。次
に、前記と同様にして各供試片のフエライト結晶
粒度を測定すると共に、化学成分を調べた。この
結果を第６表に示す、さらに、前記と同様にして
冷間鍛造性（据え込み率75％を追加）および被削
性を評価した。これらの結果を第７表に示す。
【表】
【表】
【表】
【表】
第５表ないし第７表に示すように、ＳおよびＯ
含有量が多く、Nb、Ｖ、Ti、TaおよびPb、Bi、
Teを含まないNo.19では、冷間鍛造性および被削
性が著しく劣つていることが明らかである。ま
た、本発明の成分条件を満たすNo.10、10a〜10c
は、比較のNo.19よりも冷間鍛造性および被削性と
も著しく優れているが、本発明の製造条件を満た
すNo.８、8a〜8c、９、9a〜9cの方がさらに優れ
た冷間鍛造性を有することが確認された。 なお、上記実施例では、連続鋳造法により得ら
れる鋳片を対象にした場合を示しているが、造塊
法により得られる鋼塊を対象にして実施した場合
にも同様の結果を得ることができた。 以上説明してきたように、この発明によれば、
機械構造用炭素鋼および機械構造用合金鋼におい
て、冷間鍛造等の冷間塑性加工性および被削性に
及ぼす各種元素の含有量および組織の影響を詳細
に調べることによつて、鋼の化学成分範囲を規制
し、さらには鋳片また鋼塊の圧延条件を定めるよ
うにしたから、冷間塑性加工性および被削性に著
しく優れた快削鋼を得ることができるという著大
なる効果を奏する。
含有量が多く、Nb、Ｖ、Ti、TaおよびPb、Bi、
Teを含まないNo.19では、冷間鍛造性および被削
性が著しく劣つていることが明らかである。ま
た、本発明の成分条件を満たすNo.10、10a〜10c
は、比較のNo.19よりも冷間鍛造性および被削性と
も著しく優れているが、本発明の製造条件を満た
すNo.８、8a〜8c、９、9a〜9cの方がさらに優れ
た冷間鍛造性を有することが確認された。 なお、上記実施例では、連続鋳造法により得ら
れる鋳片を対象にした場合を示しているが、造塊
法により得られる鋼塊を対象にして実施した場合
にも同様の結果を得ることができた。 以上説明してきたように、この発明によれば、
機械構造用炭素鋼および機械構造用合金鋼におい
て、冷間鍛造等の冷間塑性加工性および被削性に
及ぼす各種元素の含有量および組織の影響を詳細
に調べることによつて、鋼の化学成分範囲を規制
し、さらには鋳片また鋼塊の圧延条件を定めるよ
うにしたから、冷間塑性加工性および被削性に著
しく優れた快削鋼を得ることができるという著大
なる効果を奏する。
Claims (1)
- １ Ｓ≦0.009重量％、［Ｏ］≦0.0015重量％、Si≦
0.25重量％、Ｃ、Ｎを合計で0.003原子％以上、
およびNb、Ｖ、Ti、Taのうちの１種または２種
以上を合計で0.003原子％以上、さらにPb≦0.12
重量％、Bi≦0.12重量％、Te≦0.015重量％のう
ちの１種または２種以上を合計で0.01重量％以上
含有する機械構造用炭素鋼および機械構造用合金
鋼の溶鋼から連続鋳造法または造塊法により鋳片
または鋼塊を製造し、前記鋳片または鋼塊を1150
〜1350℃の温度にした後鋼片まで圧延し、次いで
前記鋼片を850〜1150℃の温度にした後圧延仕上
温度を750〜1000℃にして圧延することにより、
フエライト＋パーライト組織を有しかつフエライ
ト結晶粒度番号が９以上である鋼を得ることを特
徴とする冷間塑性加工性および被削性に優れた快
削鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP22707282A JPS59118861A (ja) | 1982-12-27 | 1982-12-27 | 快削鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP22707282A JPS59118861A (ja) | 1982-12-27 | 1982-12-27 | 快削鋼の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS59118861A JPS59118861A (ja) | 1984-07-09 |
| JPH029088B2 true JPH029088B2 (ja) | 1990-02-28 |
Family
ID=16855084
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP22707282A Granted JPS59118861A (ja) | 1982-12-27 | 1982-12-27 | 快削鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS59118861A (ja) |
Families Citing this family (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| DE3809051A1 (de) * | 1988-03-18 | 1989-09-28 | Rheinmetall Gmbh | Verfahren zur herstellung einer einlage zum belegen einer sprengstoffladung |
| JPH0814213B2 (ja) * | 1992-03-25 | 1996-02-14 | 吉川建材株式会社 | フェンス |
| JP6766531B2 (ja) * | 2016-09-01 | 2020-10-14 | 日本製鉄株式会社 | 冷間鍛造用鋼およびその製造方法 |
Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS55122859A (en) * | 1979-03-14 | 1980-09-20 | Daido Steel Co Ltd | Steel with superior machinability for cold forging and manufacture thereof |
-
1982
- 1982-12-27 JP JP22707282A patent/JPS59118861A/ja active Granted
Patent Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS55122859A (en) * | 1979-03-14 | 1980-09-20 | Daido Steel Co Ltd | Steel with superior machinability for cold forging and manufacture thereof |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS59118861A (ja) | 1984-07-09 |
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