JPH03264648A - 切削仕上面精度のよい快削綱及びその製造方法 - Google Patents
切削仕上面精度のよい快削綱及びその製造方法Info
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- JPH03264648A JPH03264648A JP33851790A JP33851790A JPH03264648A JP H03264648 A JPH03264648 A JP H03264648A JP 33851790 A JP33851790 A JP 33851790A JP 33851790 A JP33851790 A JP 33851790A JP H03264648 A JPH03264648 A JP H03264648A
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Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
童栗上夏村朋分界
本発明は、切削仕上面精度のよい快削鋼及びその製造方
法に関する。
法に関する。
従来■吸血
切削加工に供される被削材の被削性は、切削加工後の精
度向上や生産性向上のために重要であるので、従来、種
々の分野にて被削性のよい快削鋼が広く用いられている
。
度向上や生産性向上のために重要であるので、従来、種
々の分野にて被削性のよい快削鋼が広く用いられている
。
鋼の被削性には、幾つかの要因が含まれており、切削条
件等によって、それぞれの要因は、その重要度が異なる
。快削鋼の切削においては、特に、仕上面精度が重要で
あって、そのために、イオウ快削鋼や、鉛を添加した複
合快削鋼が広く用いられている。
件等によって、それぞれの要因は、その重要度が異なる
。快削鋼の切削においては、特に、仕上面精度が重要で
あって、そのために、イオウ快削鋼や、鉛を添加した複
合快削鋼が広く用いられている。
仕上面精度を更に向上させるときは、窒素量を増加させ
た鋼が用いられることがある。しかし、このような窒素
添加鋼においては、窒素添加の仕上面精度に及ぼす影響
にばらつきが多いほが、窒素量の高い特殊な原料を用い
ることによる原料費用の上昇や、連続鋳造中或いは分塊
圧延中に割れるという熱間加工性の低下等の問題もある
。
た鋼が用いられることがある。しかし、このような窒素
添加鋼においては、窒素添加の仕上面精度に及ぼす影響
にばらつきが多いほが、窒素量の高い特殊な原料を用い
ることによる原料費用の上昇や、連続鋳造中或いは分塊
圧延中に割れるという熱間加工性の低下等の問題もある
。
■が７″シようとする舌
本発明は、上記した問題を解決するためになされたもの
であって、切削仕上面精度のよい快削鋼及びその製造方
法を提供することを目的とする。
であって、切削仕上面精度のよい快削鋼及びその製造方
法を提供することを目的とする。
１− を７″するための
本発明による切削仕上面精度のよい快削鋼の第１は、重
量％にて Ｃ０．０３〜０．２０％、 Ｓｊ０．３０％以下、 Ｍｎ ０．３０〜１．６０％、 Ａｌ ０．０５０％以下、 Ｐ ０．１２％以下、 Ｓ ０．０３〜０．５０％、及び Ｎ ０．０１５％以下 を含み、且つ、 ０ ５〜５０ｐｐｍを初析フェライト中に固溶し、 残部鉄及び不可避的不純物よりなることを特徴とする。
量％にて Ｃ０．０３〜０．２０％、 Ｓｊ０．３０％以下、 Ｍｎ ０．３０〜１．６０％、 Ａｌ ０．０５０％以下、 Ｐ ０．１２％以下、 Ｓ ０．０３〜０．５０％、及び Ｎ ０．０１５％以下 を含み、且つ、 ０ ５〜５０ｐｐｍを初析フェライト中に固溶し、 残部鉄及び不可避的不純物よりなることを特徴とする。
本発明による切削仕上面精度のよい快削鋼の第２は、重
量％にて （ａ）Ｃ０．０３〜０．２０％、 Ｓｉ０．３０％以下、 Ｍｎ ０．３０〜１．６０％、 Ａｌ ０．０５０％以下、 Ｐ ０．１２％以下、 Ｓ ０．０３〜０．５０％、及び Ｎ ０．０１５％以下 を含み、且つ、 ０ ５〜５０ｐｐｍを初析フエライ１〜中に固溶し、更
に、 （ｂ）Ｂｉ ０．０１〜０．４０％、Ｐｂ０．０１〜
０．４０％、 ０ Ｔｅ ０．００１〜０．２０％、及びＳｅ ０．
００１〜０．２０％、 よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を含み、 残部鉄及び不可避的不純物よりなることを特徴とする。
量％にて （ａ）Ｃ０．０３〜０．２０％、 Ｓｉ０．３０％以下、 Ｍｎ ０．３０〜１．６０％、 Ａｌ ０．０５０％以下、 Ｐ ０．１２％以下、 Ｓ ０．０３〜０．５０％、及び Ｎ ０．０１５％以下 を含み、且つ、 ０ ５〜５０ｐｐｍを初析フエライ１〜中に固溶し、更
に、 （ｂ）Ｂｉ ０．０１〜０．４０％、Ｐｂ０．０１〜
０．４０％、 ０ Ｔｅ ０．００１〜０．２０％、及びＳｅ ０．
００１〜０．２０％、 よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を含み、 残部鉄及び不可避的不純物よりなることを特徴とする。
本発明によるかかる第１の群の快削鋼は、本発明に従っ
て、 重量％にて （ａ）Ｃ０．０３〜０．２０％、 Ｓｉ０．３０％以下、 Ｍｎ ０．３０〜１．６０％、 Ａ／２ ０．０５０％以下、 Ｐ ０．１２％以下、 Ｓ ０．０３〜０．５０％、及び Ｎ ０．０１５％以下 を含み、更に、必要に応じて、 （ｂ）Ｂｉ ０．０１〜０．４０％、Ｐｂ０．０１〜
０．４０％、 Ｔｅ ０．００１〜０．２０％、及びＳｅ ０．
００１〜０．２０％、 を含み、残部鉄及び不可避的不純物よりなる鋼をオース
テナイト域に加熱した後、５００〜７００℃の温度域ま
で徐冷して、初析フェライトを析出させ、次いで、上記
温度域から急冷して、上記初析フェライト中にＣを５〜
５０ｐｐｍ固溶させることによって得ることができる。
て、 重量％にて （ａ）Ｃ０．０３〜０．２０％、 Ｓｉ０．３０％以下、 Ｍｎ ０．３０〜１．６０％、 Ａ／２ ０．０５０％以下、 Ｐ ０．１２％以下、 Ｓ ０．０３〜０．５０％、及び Ｎ ０．０１５％以下 を含み、更に、必要に応じて、 （ｂ）Ｂｉ ０．０１〜０．４０％、Ｐｂ０．０１〜
０．４０％、 Ｔｅ ０．００１〜０．２０％、及びＳｅ ０．
００１〜０．２０％、 を含み、残部鉄及び不可避的不純物よりなる鋼をオース
テナイト域に加熱した後、５００〜７００℃の温度域ま
で徐冷して、初析フェライトを析出させ、次いで、上記
温度域から急冷して、上記初析フェライト中にＣを５〜
５０ｐｐｍ固溶させることによって得ることができる。
本発明による切削仕上面精度のよい快削鋼の第３は、重
量％にて Ｃ０．０３〜０．２０％、 Ｓｉ０．３０％以下、 Ｍｎ ０．３０〜１．６０％、 Ａ４２ ０．０５０％以下、 Ｐ ０．１２％以下、 Ｓ ０．０３〜０．５０％、及び Ｎ ０．０１５％以下 を含み、且つ、５〜５０ｐｐｍ＋７）Ｃを切削中に初析
フェライト中に再固溶し得る直径１１００ｎ以下の微細
な炭化物として析出し、 残部鉄及び不可避的不純物よりなることを特徴と１ ２ する。
量％にて Ｃ０．０３〜０．２０％、 Ｓｉ０．３０％以下、 Ｍｎ ０．３０〜１．６０％、 Ａ４２ ０．０５０％以下、 Ｐ ０．１２％以下、 Ｓ ０．０３〜０．５０％、及び Ｎ ０．０１５％以下 を含み、且つ、５〜５０ｐｐｍ＋７）Ｃを切削中に初析
フェライト中に再固溶し得る直径１１００ｎ以下の微細
な炭化物として析出し、 残部鉄及び不可避的不純物よりなることを特徴と１ ２ する。
本発明による切削仕上面精度のよい快削鋼の第４は、重
量％にて （ａ）Ｃ０，０３〜０．２０％、 Ｓｉ０．３０％以下、 Ｍｎ ０．３０〜１．６０％、 Ａｌ ０．０５０％以下、 Ｐ ０．１２％以下、 Ｓ ０．０３〜０．５０％、及び Ｎ ０．０１５％以下 を含み、且つ、を含み、且つ、５〜５０ｐｐｍのＣを切
削中に初析フェライト中に再固溶し得る直径］００ｎｍ
以下の微細な炭化物として析出し、更に、 （ｂ）Ｂｉ ０．０１〜０．４０％、Ｐｂ０．０１
〜０．４０％、 Ｔｅ ０．００１〜０．２０％、及びＳｅ ０．０
０１〜０．２０％、 よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を含み、 残部鉄及び不可避的不純物よりなることを特徴とする。
量％にて （ａ）Ｃ０，０３〜０．２０％、 Ｓｉ０．３０％以下、 Ｍｎ ０．３０〜１．６０％、 Ａｌ ０．０５０％以下、 Ｐ ０．１２％以下、 Ｓ ０．０３〜０．５０％、及び Ｎ ０．０１５％以下 を含み、且つ、を含み、且つ、５〜５０ｐｐｍのＣを切
削中に初析フェライト中に再固溶し得る直径］００ｎｍ
以下の微細な炭化物として析出し、更に、 （ｂ）Ｂｉ ０．０１〜０．４０％、Ｐｂ０．０１
〜０．４０％、 Ｔｅ ０．００１〜０．２０％、及びＳｅ ０．０
０１〜０．２０％、 よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を含み、 残部鉄及び不可避的不純物よりなることを特徴とする。
かかる本発明による第２群の快削鋼は、本発明に従って
、重量％にて （ａｒｃ ０．０３〜０．２０％、Ｓｉ０．３０％
以下、 Ｍｎ ０．３０〜１．６０％、 Ａ／２ ０．０５０％以下、 Ｐ ０．１２％以下、 Ｓ ０．０３〜０．５０％、及び Ｎ ０．０１５％以下 を含み、更に、必要に応じて、 （ｂ）Ｂｉ ０．０１〜０．４０％、Ｐｂ０．０１〜
０．４０％、 Ｔｅ ０．００１〜０．２０％、及び Ｓｅ ０．ＯＯ１〜０．２０％、 を含み、残部鉄及び不可避的不純物よりなる鋼をオース
テナイト域に加熱した後、５００〜７００℃の温度域ま
で徐冷して、初析フェライトを析出させ、次いで、上記
温度域から急冷して、上記初３３ ４ 析フェライト中にＣを５〜５０ｐｐｍ固溶させ、その後
、５０〜３００℃の温度域にて時効させることによって
、固溶Ｃを切削中に初析フェライトに再固溶し得る直径
１１００ｎ以下の微細な炭化物として析出させることに
よって得ることができる。
、重量％にて （ａｒｃ ０．０３〜０．２０％、Ｓｉ０．３０％
以下、 Ｍｎ ０．３０〜１．６０％、 Ａ／２ ０．０５０％以下、 Ｐ ０．１２％以下、 Ｓ ０．０３〜０．５０％、及び Ｎ ０．０１５％以下 を含み、更に、必要に応じて、 （ｂ）Ｂｉ ０．０１〜０．４０％、Ｐｂ０．０１〜
０．４０％、 Ｔｅ ０．００１〜０．２０％、及び Ｓｅ ０．ＯＯ１〜０．２０％、 を含み、残部鉄及び不可避的不純物よりなる鋼をオース
テナイト域に加熱した後、５００〜７００℃の温度域ま
で徐冷して、初析フェライトを析出させ、次いで、上記
温度域から急冷して、上記初３３ ４ 析フェライト中にＣを５〜５０ｐｐｍ固溶させ、その後
、５０〜３００℃の温度域にて時効させることによって
、固溶Ｃを切削中に初析フェライトに再固溶し得る直径
１１００ｎ以下の微細な炭化物として析出させることに
よって得ることができる。
快削鋼の仕上面精度は、構成刃先の生成、大きさ及び形
状に大きく依存する。構成刃先は、ある一定の切削条件
下でのみ生成するが、一般に、業界における快削鋼の切
削条件は、上記構成刃先が生成する条件であることが多
い。構成刃先の生成は、仕上面精度を劣化させるが、し
かし、同時に、工具の刃先を保護して、工具寿命を向上
させるので、構成刃先を完全になくすことは、得策でな
いからである。従って、かかる観点に立てば、快削鋼の
切削において、適度な大きさ及び形状にて安定した構成
刃先を生成させることが、工具寿命を大幅に低下させる
ことなしに、仕上面精度を向上させることに繋がる。
状に大きく依存する。構成刃先は、ある一定の切削条件
下でのみ生成するが、一般に、業界における快削鋼の切
削条件は、上記構成刃先が生成する条件であることが多
い。構成刃先の生成は、仕上面精度を劣化させるが、し
かし、同時に、工具の刃先を保護して、工具寿命を向上
させるので、構成刃先を完全になくすことは、得策でな
いからである。従って、かかる観点に立てば、快削鋼の
切削において、適度な大きさ及び形状にて安定した構成
刃先を生成させることが、工具寿命を大幅に低下させる
ことなしに、仕上面精度を向上させることに繋がる。
ところで、構成刃先の生成は、動的歪時効によって影響
を受ける。即ち、切削中、変形に用いられたエネルギー
によって、温度が上昇し、条件によっては、動的歪時効
が起こり、この動的歪時効が大きくなるにつれて、構成
刃先が小さくなり、安定して生成することが知られてい
る。本発明者らは、かかる事実に着目し、動的歪時効を
起こす初析フェライト中の固溶Ｃを増加させ、構成刃先
を小さく安定化することによって、快削鋼の仕上面精度
を向上させることができることを見出して、前述した第
１群の新規な快削鋼に到達したものである。
を受ける。即ち、切削中、変形に用いられたエネルギー
によって、温度が上昇し、条件によっては、動的歪時効
が起こり、この動的歪時効が大きくなるにつれて、構成
刃先が小さくなり、安定して生成することが知られてい
る。本発明者らは、かかる事実に着目し、動的歪時効を
起こす初析フェライト中の固溶Ｃを増加させ、構成刃先
を小さく安定化することによって、快削鋼の仕上面精度
を向上させることができることを見出して、前述した第
１群の新規な快削鋼に到達したものである。
更に、過飽和に初析フェライト中に固溶したＣは、約５
０℃以上、３００℃以下の温度域での時効によって、ε
カーバイド又はその前駆的な状態にて析出する。そして
、切削中に、二次剪断域の温度が約４００℃以上になる
と、これらの炭化物が十分に小さければ、初析フェライ
トに再固溶し、動的歪時効を引き起こす。従って、この
ように、微細な炭化物として固定されるＣ量の増加につ
れて、動的歪時効の影響が大きくなり、それによって構
成刃先を小さく安定化させて、仕上面精度を５ ６ 向上させることができることを見出して、前述した第２
群の新規な快削鋼に到達したものである。
０℃以上、３００℃以下の温度域での時効によって、ε
カーバイド又はその前駆的な状態にて析出する。そして
、切削中に、二次剪断域の温度が約４００℃以上になる
と、これらの炭化物が十分に小さければ、初析フェライ
トに再固溶し、動的歪時効を引き起こす。従って、この
ように、微細な炭化物として固定されるＣ量の増加につ
れて、動的歪時効の影響が大きくなり、それによって構
成刃先を小さく安定化させて、仕上面精度を５ ６ 向上させることができることを見出して、前述した第２
群の新規な快削鋼に到達したものである。
従って、本発明によれば、窒素量の高い特殊な原料の添
加を必要とせずして、仕上面精度のばらつきを少なくし
て、かくして、切削仕上面精度のよい快削鋼を得ること
ができる。更に、本発明によれば、窒素量を増加させた
ときに生じる熱間加工性の低下も防止することができる
。
加を必要とせずして、仕上面精度のばらつきを少なくし
て、かくして、切削仕上面精度のよい快削鋼を得ること
ができる。更に、本発明によれば、窒素量を増加させた
ときに生じる熱間加工性の低下も防止することができる
。
次に、本発明による快削鋼における化学成分について説
明する。
明する。
Ｃは、必要な強度を確保するために、また、余りにも少
ないときは、被削性が低下するので、０゜０３％以上の
添加を必要とする。しかし、過多に添加するときも、被
削性が低下し、また、Ｃを初析フェライト中に安定に固
溶させることが困難となり、或いはＣを微細な炭化物と
して析出させることが困難となるので、添加量の上限は
、０．２０％とする。
ないときは、被削性が低下するので、０゜０３％以上の
添加を必要とする。しかし、過多に添加するときも、被
削性が低下し、また、Ｃを初析フェライト中に安定に固
溶させることが困難となり、或いはＣを微細な炭化物と
して析出させることが困難となるので、添加量の上限は
、０．２０％とする。
Ｓｉは、脱酸補助剤として用いられることがあるが、多
量に添加するときは、被削性を低下させるので、添加量
は、０．３０％以下とする。
量に添加するときは、被削性を低下させるので、添加量
は、０．３０％以下とする。
Ｍｎは、ＭｎＳの形成のために、少なくとも０゜３０％
の添加を必要とするが、過多に添加するときは、被削性
を低下させるので、上限を１．６０％とする。
の添加を必要とするが、過多に添加するときは、被削性
を低下させるので、上限を１．６０％とする。
Ａｌは、脱酸剤及び結晶粒度調整剤として用いられるこ
とがあるが、過多に添加するときは、被削性を低下させ
るので、上限を０．０５０％とする。
とがあるが、過多に添加するときは、被削性を低下させ
るので、上限を０．０５０％とする。
Ｐは、被削性の向上のために添加することがあるが、過
多に添加するときは、靭性を劣化させるので、上限を０
．１２％とする。
多に添加するときは、靭性を劣化させるので、上限を０
．１２％とする。
Ｓは、前述したＭｎＳを生成して、被削性を向上させる
作用を有し、かかる効果を有効に得るために、０．０３
％以上の添加を必要とする。しかし、過多に添加すると
きは、熱間加工性を低下させるので、上限を０．５０％
とする。
作用を有し、かかる効果を有効に得るために、０．０３
％以上の添加を必要とする。しかし、過多に添加すると
きは、熱間加工性を低下させるので、上限を０．５０％
とする。
Ｎは、前述したように、仕上面精度を向上させる効果を
有するが、過多に添加しても、特に、それに見合う利点
がな（、他方、熱間加工性を低下させるので、添加量は
、上限を０． ＯＩ ５％とする。
有するが、過多に添加しても、特に、それに見合う利点
がな（、他方、熱間加工性を低下させるので、添加量は
、上限を０． ＯＩ ５％とする。
７
８
本発明による第１群の快削鋼においては、Ｃを初析フェ
ライト中に固溶させることによって、切削における構成
刃先を小さく安定化させる。そのために、本発明によれ
ば、初析フェライト中に固溶させるＣ量は、動的歪時効
を起こさせるために、少なくとも５ ｐｐｍが必要であ
る。しかし、過多に固溶させても、特に、顕著な効果の
増大も認められないので、初析フェライト中に固溶させ
るＣ量の上限は、５０ｐｐｍ とする。
ライト中に固溶させることによって、切削における構成
刃先を小さく安定化させる。そのために、本発明によれ
ば、初析フェライト中に固溶させるＣ量は、動的歪時効
を起こさせるために、少なくとも５ ｐｐｍが必要であ
る。しかし、過多に固溶させても、特に、顕著な効果の
増大も認められないので、初析フェライト中に固溶させ
るＣ量の上限は、５０ｐｐｍ とする。
更に、本発明による第２群の快削鋼においては、微細な
炭化物として析出させるＣ量は、動的歪時効を起こさせ
るために、少なくとも５ｐｐｍが必要である。しかし、
過多に析出させても、特に、顕著な効果の増大も認めら
れないので、微細な炭化物として析出させるＣ量の上限
は、５０ｐｐｍとする。
炭化物として析出させるＣ量は、動的歪時効を起こさせ
るために、少なくとも５ｐｐｍが必要である。しかし、
過多に析出させても、特に、顕著な効果の増大も認めら
れないので、微細な炭化物として析出させるＣ量の上限
は、５０ｐｐｍとする。
また、炭化物が余りに大きいときは、切削中に固溶しな
いことがあるので、炭化物の平均値の上限は１１００ｎ
とする。
いことがあるので、炭化物の平均値の上限は１１００ｎ
とする。
本発明による快削鋼は、上記した元素に加えて、鋼の被
削性を向上させるＢ ｉ、Ｐｂ、Ｔｅ及びＳｅよりなる
群から選ばれる少なくとも１種の元素を含有していても
よい。このような被削性の向上を得るためには、Ｂｉ及
びＰｂについては、それぞれ０．０１％以上の添加を必
要とし、Ｔｅ及びＳｅについては、それぞれ０．００１
％以上の添加を必要とする。しかし、これらの元素も、
過多に添加しても、特に、顕著な効果の増大も認められ
ず、更に、製造費用を徒に高めるところから、添加量の
上限は、Ｂｉ及びＰｂについては、それぞれ０．４０％
とし、Ｔｅ及びＳｅについては、それぞれ０．２０％と
する。
削性を向上させるＢ ｉ、Ｐｂ、Ｔｅ及びＳｅよりなる
群から選ばれる少なくとも１種の元素を含有していても
よい。このような被削性の向上を得るためには、Ｂｉ及
びＰｂについては、それぞれ０．０１％以上の添加を必
要とし、Ｔｅ及びＳｅについては、それぞれ０．００１
％以上の添加を必要とする。しかし、これらの元素も、
過多に添加しても、特に、顕著な効果の増大も認められ
ず、更に、製造費用を徒に高めるところから、添加量の
上限は、Ｂｉ及びＰｂについては、それぞれ０．４０％
とし、Ｔｅ及びＳｅについては、それぞれ０．２０％と
する。
本発明によるかかる第１群の快削鋼は、第１図にその処
理パターンの一例を示すように、上述したような化学成
分を有する鋼を本発明に従ってオーステナイト域に加熱
した後、５００〜７００℃の温度域まで徐冷して、初析
フェライトを析出させ、次いで、上記温度域から急冷し
て、上記初析フェライト中にＣを５〜５０ｐｐｍ固溶さ
せることによって得ることができる。
理パターンの一例を示すように、上述したような化学成
分を有する鋼を本発明に従ってオーステナイト域に加熱
した後、５００〜７００℃の温度域まで徐冷して、初析
フェライトを析出させ、次いで、上記温度域から急冷し
て、上記初析フェライト中にＣを５〜５０ｐｐｍ固溶さ
せることによって得ることができる。
９
０
鋼の加熱温度は、鋼組織をオーステナイト化するに必要
な温度であれば、特に、制限されるものではなく、また
、冷却前の履歴は、どのようなものであっても、差し支
えない。即ち、第１図に示すように、オフラインでの再
加熱のように、室温から加熱した後でもよく、或いはオ
ンラインでの熱間加工の後でもよい。
な温度であれば、特に、制限されるものではなく、また
、冷却前の履歴は、どのようなものであっても、差し支
えない。即ち、第１図に示すように、オフラインでの再
加熱のように、室温から加熱した後でもよく、或いはオ
ンラインでの熱間加工の後でもよい。
このように、鋼をオーステナイト域に加熱した後、フェ
ライトが析出し、そのなかの平衡固溶Ｃ量が十分な量に
なるように、上記加熱温度がら５００〜７００℃１好ま
しくは５５０〜６５０°ｃの温度域まで徐冷（−次冷却
）して、初析フェライトを析出させる。従って、上記−
次冷却速度は、初析フェライトが析出する冷却速度であ
ればよく、比較的遅い冷却速度である。急冷すれば、ベ
イナイトやマルテンサイトを生成するので好ましくない
。また、上記−次冷却停止温度は、７００ ’Ｃを越え
るときは、初析フェライトが十分に析出しないおそれが
あり、他方、５００℃よりも低いときは、Ｃの固溶量が
不十分となる。
ライトが析出し、そのなかの平衡固溶Ｃ量が十分な量に
なるように、上記加熱温度がら５００〜７００℃１好ま
しくは５５０〜６５０°ｃの温度域まで徐冷（−次冷却
）して、初析フェライトを析出させる。従って、上記−
次冷却速度は、初析フェライトが析出する冷却速度であ
ればよく、比較的遅い冷却速度である。急冷すれば、ベ
イナイトやマルテンサイトを生成するので好ましくない
。また、上記−次冷却停止温度は、７００ ’Ｃを越え
るときは、初析フェライトが十分に析出しないおそれが
あり、他方、５００℃よりも低いときは、Ｃの固溶量が
不十分となる。
次いで、初析フェライト中の固溶Ｃ量が５〜５ｏ ｐｐ
ｍとなるように、鋼を上記温度域から室温まで急冷する
。この二次冷却速度は、室温まで十分な量の固溶Ｃを析
出させずに保持させるのに必要な冷却速度であればよい
が、通常は、そのために水焼入れが採用される。しかし
、用いる材料によっては、特に、これに限定されるもの
ではない。
ｍとなるように、鋼を上記温度域から室温まで急冷する
。この二次冷却速度は、室温まで十分な量の固溶Ｃを析
出させずに保持させるのに必要な冷却速度であればよい
が、通常は、そのために水焼入れが採用される。しかし
、用いる材料によっては、特に、これに限定されるもの
ではない。
本発明による第２群の快削鋼は、このような第１群の鋼
を更に処理することによって得ることができる。即ち、
前述したように、初析フェライト中に５〜５０ｐｐｍの
Ｃを固溶させて、第１群の鋼を得た後、第３回に示すよ
うに、５０〜３００℃の温度域にて時効させることによ
って、固溶Ｃを切削中に初析フェライト中に再固溶し得
る直径１１００ｎ以下の微細な炭化物として析出させる
ことによって得ることができる。
を更に処理することによって得ることができる。即ち、
前述したように、初析フェライト中に５〜５０ｐｐｍの
Ｃを固溶させて、第１群の鋼を得た後、第３回に示すよ
うに、５０〜３００℃の温度域にて時効させることによ
って、固溶Ｃを切削中に初析フェライト中に再固溶し得
る直径１１００ｎ以下の微細な炭化物として析出させる
ことによって得ることができる。
上記時効温度が５０″Ｃよりも低いときは、十分な量の
炭化物を析出させることができない。逆に、時効温度が
３００℃よりも高いときは、析出した炭化物が１１００
ｎよりも大きい粒子に巨大化し１ ２ て、切削中に初析フェライト中に再固溶しないので、仕
上面精度の向上を達成することができない。
炭化物を析出させることができない。逆に、時効温度が
３００℃よりも高いときは、析出した炭化物が１１００
ｎよりも大きい粒子に巨大化し１ ２ て、切削中に初析フェライト中に再固溶しないので、仕
上面精度の向上を達成することができない。
発班勿羞来
以上のように、本発明によれば、所定の化学成分を有す
る鋼をオーステナイト域に加熱した後、５００〜７００
℃の温度域まで徐冷して、初析フェライトを析出させ、
次いで、上記温度域から象、冷して、上記初析フェライ
ト中にＣを５〜５０ｐｐｍ固溶させることによって、第
１群の快削鋼を得ることができる。
る鋼をオーステナイト域に加熱した後、５００〜７００
℃の温度域まで徐冷して、初析フェライトを析出させ、
次いで、上記温度域から象、冷して、上記初析フェライ
ト中にＣを５〜５０ｐｐｍ固溶させることによって、第
１群の快削鋼を得ることができる。
かかる本発明による快削鋼によれば、前述したように、
動的歪時効を起こす初析フェライト中の固溶Ｃを増加さ
せ、切削時に構成刃先を小さく安定化させることができ
るので、仕上面精度のよい快削鋼を得ることができる。
動的歪時効を起こす初析フェライト中の固溶Ｃを増加さ
せ、切削時に構成刃先を小さく安定化させることができ
るので、仕上面精度のよい快削鋼を得ることができる。
更に、本発明によれば、所定の化学成分を有する鋼をオ
ーステナイト域に加熱した後、５００〜７００℃の温度
域まで徐冷して、初析フェライトを析出させ、次いで、
上記温度域から急冷して、上記初析フェライト中にＣを
５〜５０ｐｐｍ固溶させた後、５０〜３００℃の温度域
にて時効させることによって、固溶Ｃを切削中に初析フ
ェライト中に再固溶し得る直径１１００ｎ以下の微細な
炭化物として析出させることによって、第２群の快削鋼
を得ることができる。
ーステナイト域に加熱した後、５００〜７００℃の温度
域まで徐冷して、初析フェライトを析出させ、次いで、
上記温度域から急冷して、上記初析フェライト中にＣを
５〜５０ｐｐｍ固溶させた後、５０〜３００℃の温度域
にて時効させることによって、固溶Ｃを切削中に初析フ
ェライト中に再固溶し得る直径１１００ｎ以下の微細な
炭化物として析出させることによって、第２群の快削鋼
を得ることができる。
かかる本発明による快削鋼によれば、前述したように、
切削中に初析フェライトに再固溶する微細な炭化物を増
加させ、切削時に構成刃先を小さく安定化させて、仕上
面精度を向上させることができる。
切削中に初析フェライトに再固溶する微細な炭化物を増
加させ、切削時に構成刃先を小さく安定化させて、仕上
面精度を向上させることができる。
従って、本発明によれば、従来のように、窒素量の高い
特殊な原料を用いる必要がなく、また、仕上面精度のば
らつきも少ない。更に、窒素量の増加の場合に生じる熱
間加工性の低下もない。
特殊な原料を用いる必要がなく、また、仕上面精度のば
らつきも少ない。更に、窒素量の増加の場合に生じる熱
間加工性の低下もない。
災施開
以下に実施例を挙げて本発明を説明するが、本発明はこ
れら実施例により何ら限定されるものではない。
れら実施例により何ら限定されるものではない。
実施例１
第１表に示す化学成分を有する供試材を容量１３
４
５０ｋｇの高周波炉で真空溶解し、直径８０ｍｍの丸棒
に熱間加工した。これらの鋼材のうち、本発明鋼の製造
としては、第１図に示すように、９１０℃で２時間、熱
処理し、５５０〜６５０℃まで空冷し、その後、水焼入
れして、固溶Ｃを増大させた。
に熱間加工した。これらの鋼材のうち、本発明鋼の製造
としては、第１図に示すように、９１０℃で２時間、熱
処理し、５５０〜６５０℃まで空冷し、その後、水焼入
れして、固溶Ｃを増大させた。
また、比較鋼の製造としては、同じ供試材を第２図に示
すように、９１０℃で２時間、熱処理した後、室温まで
空冷した。
すように、９１０℃で２時間、熱処理した後、室温まで
空冷した。
固溶Ｃは、熱間加工後に導入されるので、熱間加工性に
は何ら影響を及ぼさない。内部摩擦法によって測定した
固溶Ｃ景を第２表に示す。本発明鋼によれば、比較鋼に
比べて、固溶Ｃ量が高く、また、焼入れ温度の上昇と共
に高くなることが示されている。
は何ら影響を及ぼさない。内部摩擦法によって測定した
固溶Ｃ景を第２表に示す。本発明鋼によれば、比較鋼に
比べて、固溶Ｃ量が高く、また、焼入れ温度の上昇と共
に高くなることが示されている。
被削性試験は、ハイス工具５ＫＨ４を用い、単軸自動盤
にて、速度４０〜Ｌｏｏｍ／分、送り０゜０４ｍｍ／ｒ
ｅｖ、にてフォーミング加工し、仕上面粗さを測定した
。また、仕上面粗さに対して重要な要因である構成刃先
の大きさも、切削試験後に測定した。
にて、速度４０〜Ｌｏｏｍ／分、送り０゜０４ｍｍ／ｒ
ｅｖ、にてフォーミング加工し、仕上面粗さを測定した
。また、仕上面粗さに対して重要な要因である構成刃先
の大きさも、切削試験後に測定した。
本発明鋼においては、比較鋼に比べて、第２表に示すよ
うに、構成刃先が小さく安定しているために、仕上面粗
さが改善されている。これに対して、従来から行なわれ
ているように、窒素量を増加させる方法によれば、Ａｆ
ｉ量が窒素を固定するのに十分でない場合にも、仕上面
粗さをそれほど改善しない場合があり、且つ、ばらつき
も大きい。
うに、構成刃先が小さく安定しているために、仕上面粗
さが改善されている。これに対して、従来から行なわれ
ているように、窒素量を増加させる方法によれば、Ａｆ
ｉ量が窒素を固定するのに十分でない場合にも、仕上面
粗さをそれほど改善しない場合があり、且つ、ばらつき
も大きい。
実施例２
第１表に示す化学成分を有する供試材を容量１５０ｋｇ
の高周波炉で真空溶解し、直径８０ｍｍの丸棒に熱間加
工した。これらの鋼材のうち、本発明鋼の製造としては
、第３図に示すように、９１０℃で２時間、熱処理し、
５５０〜６５０℃まで空冷し、その後、水焼入れして、
固溶Ｃを増大させた。
の高周波炉で真空溶解し、直径８０ｍｍの丸棒に熱間加
工した。これらの鋼材のうち、本発明鋼の製造としては
、第３図に示すように、９１０℃で２時間、熱処理し、
５５０〜６５０℃まで空冷し、その後、水焼入れして、
固溶Ｃを増大させた。
次いで、１５０℃で１０分間の時効処理を行なって、初
析フェライト中の固溶Ｃを微細な炭化物として析出させ
た。
析フェライト中の固溶Ｃを微細な炭化物として析出させ
た。
比較鋼は、同じ供試材を第２図に示すように、９１０℃
で２時間、熱処理した後、室温まで空冷して製造したも
のであって、それぞれ実施例１と５ ６ 同じである。
で２時間、熱処理した後、室温まで空冷して製造したも
のであって、それぞれ実施例１と５ ６ 同じである。
上記析出した微細な炭化物は、熱間加工後に導入される
ので、熱間加工性には何ら影響を及ぼさない。時効処理
の前後に内部摩擦法によって測定した固溶Ｃ量の差を微
細な炭化物として固定されたＣ量と仮定して、その結果
を第３表に示す。本発明鋼によれば、比較鋼に比べて、
微細な炭化物として固定されたＣ量が高いことが示され
ている。
ので、熱間加工性には何ら影響を及ぼさない。時効処理
の前後に内部摩擦法によって測定した固溶Ｃ量の差を微
細な炭化物として固定されたＣ量と仮定して、その結果
を第３表に示す。本発明鋼によれば、比較鋼に比べて、
微細な炭化物として固定されたＣ量が高いことが示され
ている。
第２表に示す本発明鋼９−Ｂの金属組織の透過型電子顕
微鏡写真を第４図に示し、比較鋼９−Ａの金属組織の透
過型電子顕微鏡写真を第５図に示す。
微鏡写真を第４図に示し、比較鋼９−Ａの金属組織の透
過型電子顕微鏡写真を第５図に示す。
被削性試験は、実施例１と同じ方法で行なって、仕上面
粗さを測定した。また、仕上面粗さに対して重要な要因
である構成刃先の大きさも、切削試験後に測定した。
粗さを測定した。また、仕上面粗さに対して重要な要因
である構成刃先の大きさも、切削試験後に測定した。
本発明鋼においては、比較鋼に比べて、第３表に示すよ
うに、構成刃先が小さく安定しているために、仕上面粗
さが改善されている。
うに、構成刃先が小さく安定しているために、仕上面粗
さが改善されている。
７
第１図は、本発明による第１群の快削鋼の製造を示す熱
処理図、第２図は、従来の方法による快削鋼の製造を示
す熱処理図、第３図は、本発明による第２群の快削鋼の
製造を示す熱処理図である。 第４図は、本発明鋼の一例の金属組織を示ず過型電子顕
微鏡写真、第５図は、比較鋼の一例の金属組織を示す透
過型電子顕ｍ鏡写真である。 ３ 第３図
処理図、第２図は、従来の方法による快削鋼の製造を示
す熱処理図、第３図は、本発明による第２群の快削鋼の
製造を示す熱処理図である。 第４図は、本発明鋼の一例の金属組織を示ず過型電子顕
微鏡写真、第５図は、比較鋼の一例の金属組織を示す透
過型電子顕ｍ鏡写真である。 ３ 第３図
Claims (8)
- （１）重量％にて Ｃ０．０３〜０．２０％、 Ｓｉ０．３０％以下、 Ｍｎ０．３０〜１．６０％、 Ａｌ０．０５０％以下、 Ｐ０．１２％以下、 Ｓ０．０３〜０．５０％、及び Ｎ０．０１５％以下 を含み、且つ、 Ｃ５〜５０ｐｐｍを初析フェライト中に固 溶し、 残部鉄及び不可避的不純物よりなることを特徴とする切
削仕上面精度のよい快削鋼。 - （２）重量％にて （ａ）Ｃ０．０３〜０．２０％、 Ｓｉ０．３０％以下、 Ｍｎ０．３０〜１．６０％、 Ａｌ０．０５０％以下、 Ｐ０．１２％以下、 Ｓ０．０３〜０．５０％、及び Ｎ０．０１５％以下 を含み、且つ、 Ｃ５〜５０ｐｐｍを初析フェライト中に固 溶し、更に、 （ｂ）Ｂｉ０．０１〜０．４０％、 Ｐｂ０．０１〜０．４０％、 Ｔｅ０．００１〜０．２０％、及び Ｓｅ０．００１〜０．２０％、 よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を含み、 残部鉄及び不可避的不純物よりなることを特徴とする切
削仕上面精度のよい快削鋼。 - （３）重量％にて Ｃ０．０３〜０．２０％、 Ｓｉ０．３０％以下、 Ｍｎ０．３０〜１．６０％、 Ａｌ０．０５０％以下、 Ｐ０．１２％以下、 Ｓ０．０３〜０．５０％、及び Ｎ０．０１５％以下 を含み、残部鉄及び不可避的不純物よりなる鋼をオース
テナイト域に加熱した後、５００〜７００℃の温度域ま
で徐冷して、初析フェライトを析出させ、次いで、上記
温度域から急冷して、上記初析フェライト中にＣを５〜
５０ｐｐｍ固溶させることを特徴とする切削仕上面精度
のよい快削鋼の製造方法。 - （４）重量％にて （ａ）Ｃ０．０３〜０．２０％、 Ｓｉ０．３０％以下、 Ｍｎ０．３０〜１．６０％、 Ａｌ０．０５０％以下、 Ｐ０．１２％以下、 Ｓ０．０３〜０．５０％、及び Ｎ０．０１５％以下 を含み、更に、 （ｂ）Ｂｉ０．０１〜０．４０％、 Ｐｂ０．０１〜０．４０％、 Ｔｅ０．００１〜０．２０％、及び Ｓｅ０．００１〜０．２０％、 を含み、残部鉄及び不可避的不純物よりなる鋼をオース
テナイト域に加熱した後、５００〜７００℃の温度域ま
で徐冷して、初析フェライトを析出させ、次いで、上記
温度域から急冷して、上記初析フェライト中にＣを５〜
５０ｐｐｍ固溶させることを特徴とする切削仕上面精度
のよい快削鋼の製造方法。 - （５）重量％にて Ｃ０．０３〜０．２０％、 Ｓｉ０．３０％以下、 Ｍｎ０．３０〜１．６０％、 Ａｌ０．０５０％以下、 Ｐ０．１２％以下、 Ｓ０．０３〜０．５０％、及び Ｎ０．０１５％以下 を含み、且つ、５〜５０ｐｐｍのＣを切削中に初析フェ
ライト中に再固溶し得る直径１００ｎｍ以下の微細な炭
化物として析出し、 残部鉄及び不可避的不純物よりなることを特徴とする切
削仕上面精度のよい快削鋼。 - （６）重量％にて （ａ）Ｃ０．０３〜０．２０％、 Ｓｉ０．３０％以下、 Ｍｎ０．３０〜１．６０％、 Ａｌ０．０５０％以下、 Ｐ０．１２％以下、 Ｓ０．０３〜０．５０％、及び Ｎ０．０１５％以下 を含み、且つ、を含み、且つ、５〜５０ｐｐｍのＣを切
削中に初析フェライト中に再固溶し得る直径１００ｎｍ
以下の微細な炭化物として析出し、更に、 （ｂ）Ｂｉ０．０１〜０．４０％、 Ｐｂ０．０１〜０．４０％、 Ｔｅ０．００１〜０．２０％、及び Ｓｅ０．００１〜０．２０％、 よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を含み、 残部鉄及び不可避的不純物よりなることを特徴とする切
削仕上面精度のよい快削鋼。 - （７）重量％にて Ｃ０．０３〜０．２０％、 Ｓｉ０．３０％以下、 Ｍｎ０．３０〜１．６０％、 Ａｌ０．０５０％以下、 Ｐ０．１２％以下、 Ｓ０．０３〜０．５０％、及び Ｎ０．０１５％以下 を含み、残部鉄及び不可避的不純物よりなる鋼をオース
テナイト域に加熱した後、５００〜７００℃の温度域ま
で徐冷して、初析フェライトを析出させ、次いで、上記
温度域から急冷して、上記初析フェライト中にＣを５〜
５０ｐｐｍ固溶させ、その後、５０〜３００℃の温度域
にて時効させることによつて、固溶Ｃを切削中に初析フ
ェライトに再固溶し得る直径１００ｎｍ以下の微細な炭
化物として析出させることを特徴とする切削仕上面精度
のよい快削鋼の製造方法。 - （８）重量％にて （ａ）Ｃ０．０３〜０．２０％、 Ｓｉ０．３０％以下、 Ｍｎ０．３０〜１．６０％、 Ａｌ０．０５０％以下、 Ｐ０．１２％以下、 Ｓ０．０３〜０．５０％、及び Ｎ０．０１５％以下 を含み、更に、 （ｂ）Ｂｉ０．０１〜０．４０％、 Ｐｂ０．０１〜０．４０％、 Ｔｅ０．００１〜０．２０％、及び Ｓｅ０．００１〜０．２０％、 を含み、残部鉄及び不可避的不純物よりなる鋼をオース
テナイト域に加熱した後、５００〜７００℃の温度域ま
で徐冷して、初析フェライトを析出させ、次いで、上記
温度域から急冷して、上記初析フェライト中にＣを５〜
５０ｐｐｍ固溶させ、その後、５０〜３００℃の温度域
にて時効させることによつて、固溶Ｃを切削中に初析フ
ェライトに再固溶し得る直径１００ｎｍ以下の微細な炭
化物として析出させることを特徴とする切削仕上面精度
のよい快削鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP33851790A JP2740982B2 (ja) | 1990-02-28 | 1990-11-30 | 切削仕上面精度のよい快削綱及びその製造方法 |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2-50311 | 1990-02-28 | ||
| JP5031190 | 1990-02-28 | ||
| JP33851790A JP2740982B2 (ja) | 1990-02-28 | 1990-11-30 | 切削仕上面精度のよい快削綱及びその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH03264648A true JPH03264648A (ja) | 1991-11-25 |
| JP2740982B2 JP2740982B2 (ja) | 1998-04-15 |
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ID=26390777
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| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP33851790A Expired - Fee Related JP2740982B2 (ja) | 1990-02-28 | 1990-11-30 | 切削仕上面精度のよい快削綱及びその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2740982B2 (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2001207240A (ja) * | 1999-11-16 | 2001-07-31 | Kobe Steel Ltd | 冷間引き抜き加工後の真直性に優れた鋼材 |
| EP1690956A1 (en) * | 2003-12-01 | 2006-08-16 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho | Low carbon composite free-cutting steel product excellent in roughness of finished surface and method for production thereof |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP4507865B2 (ja) * | 2004-12-06 | 2010-07-21 | 住友金属工業株式会社 | 低炭素快削鋼 |
| JP4041511B2 (ja) * | 2005-10-17 | 2008-01-30 | 株式会社神戸製鋼所 | 被削性に優れた低炭素硫黄快削鋼 |
-
1990
- 1990-11-30 JP JP33851790A patent/JP2740982B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2001207240A (ja) * | 1999-11-16 | 2001-07-31 | Kobe Steel Ltd | 冷間引き抜き加工後の真直性に優れた鋼材 |
| JP4516203B2 (ja) * | 1999-11-16 | 2010-08-04 | 株式会社神戸製鋼所 | 冷間引き抜き加工後の真直性に優れた鋼材 |
| EP1690956A1 (en) * | 2003-12-01 | 2006-08-16 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho | Low carbon composite free-cutting steel product excellent in roughness of finished surface and method for production thereof |
| EP1690956A4 (en) * | 2003-12-01 | 2007-05-30 | Kobe Steel Ltd | LOW CARBON COMPOSITE STEEL DECOLLETING PRODUCT HAVING A FINISHED SURFACE OF EXCELLENT ROUGHNESS, AND PROCESS FOR PRODUCING THE SAME |
| US7666350B2 (en) | 2003-12-01 | 2010-02-23 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho | Low carbon composite free-cutting steel product excellent in roughness of finished surface and method for production thereof |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2740982B2 (ja) | 1998-04-15 |
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