JPH04333509A - 被削性に優れた鋼材の製造方法 - Google Patents
被削性に優れた鋼材の製造方法Info
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Abstract
め要約のデータは記録されません。
Description
線材に代表される被削性に優れた鋼材の製造方法に関す
るものである。
、転炉−造塊−分塊の工程を経て製造された低炭素鋼線
材を伸線加工後、長手方向に切削して製造されており、
たわしとして一般台所用品磨き用、錆取り用、ペイント
除去用等に用いられる他、最近はディスクブレーキ用や
合成樹脂類との複合材料にも使用され、その需要は増大
しつつある。
性として、(1)切削工具の寿命が長いこと、(2)切
削時に極微細の粉や屑の発生が少なく、歩留りが高いこ
と、(3)スチールウール自体が適度の弾力性と強度を
有すること、等が挙げられる。
て製造されるため、スチールウール製造用線材には良好
な被削性、即ち、(1)で示したような工具寿命が長い
ことが要求される。また、通常の切削加工とスチールウ
ール切削加工の著しい相違は、前者において切り屑とな
る部分を、後者ではスチールウールとして利用する点に
あり、スチールウールとなる切り屑はカールすることな
く、安定した大きさと形状で連続して切削できることが
必須条件である。さらに、通常の切削加工では望ましい
とされている極微細な粉や屑の発生も、スチールウール
の製造においては歩留りを低下させ、かつ作業環境を汚
染するために最小限に抑制することが重要である。これ
らの特性を具備せしめるために、スチールウール用材料
に関し特公昭57−61103号公報に、またスチール
ウール製造用線材及びその製造方法に関し特願昭60−
194571号において提案がなされている。
る切り屑の量を少なくするとともに、切削工具の磨耗を
小さくするためには、主として脱酸によって生成される
Al2 O3 に代表される非金属介在物の量を削減す
るのが有効なことは、鉄と鋼第74年第2号P388〜
P395、特公平2−426号公報に示されるように公
知の事実である。
を削減するためには、溶鋼中の溶解酸素を低減すること
が有効であるが、従来の転炉−造塊−分塊の工程では前
記のスチールウールの組成になるように転炉出鋼後の合
金添加を行うと、熱力学的な脱酸平衡により成分調整後
の溶解酸素濃度は通常0.005〜0.01%となる。 ここで述べる溶解酸素とは溶鋼中に存在する全酸素より
非金属介在物中に含まれる酸化物中の酸素を除いた分で
あり、通常酸素濃淡電池にて測定される分である。
なスチールウール材の溶鋼成分で示される弱脱酸鋼は、
従来造塊法を用いて製造されてきたが、弱脱酸鋼のよう
な溶鋼中の溶解酸素が高い溶鋼を連続鋳造設備を用いて
鋳造しようとする場合に、鉄と鋼第67年S832に示
されているように、鋳型内電磁攪拌を用いない場合には
溶鋼中の溶解酸素の濃度を0.005%未満に、鋳型内
電磁攪拌を用いた場合でも溶解酸素の濃度を0.006
%未満に保持しないと鋳造後の鋳片中に気泡が残存し成
品欠陥となってしまうだけでなく、場合によっては鋳造
中に溶鋼の気泡発生によるわきだちが発生し鋳造不能と
なる場合が生じる問題があり、連続鋳造を用いて鋳造す
るためには鋳造前の溶鋼中の酸素濃度を前記の値以下に
低減する必要があった。
うなスチールウール材に代表される被削性に優れた鋼材
を連続鋳造設備を用いて鋳造することを可能にするため
に、転炉−連続鋳造プロセスにより、被削性に優れた鋼
材を製造するにあたり、転炉出鋼後の取鍋内溶鋼を、A
l2 O3 含有量(Al2 O3 )を2〜15%に
、かつCaO含有量(CaO)とSiO2 の含有量(
SiO2 )との比(CaO)/(SiO2 )を0.
60〜1.50に、残りのスラグ成分を20%以下に調
整したスラグを溶鋼1t当り1kg以上確保して覆った
状態で攪拌することにより、スラグと溶鋼を反応させ、
溶鋼中の溶解酸素濃度を0.005%未満とした後、連
続鋳造することを特徴とする被削性に優れた鋼材の製造
方法を要旨とするものである。
削性に優れた鋼材の製造方法の特徴とするところは、転
炉出鋼中の溶鋼に脱酸及び成分調整用合金鉄を添加した
後の取鍋内溶鋼を、Al203=2〜15%、CaO/
SiO2=0.60〜1.50、残りのスラグ成分を2
0%以下としたスラグを、溶鋼1t当り1kg以上確保
して覆った状態で攪拌することにより、スラグと溶鋼を
反応させ溶鋼中の溶解酸素濃度を0.005%未満に低
減する点にある。溶鋼を覆うスラグを前記所定の組成に
調整するためには、出鋼時に転炉より流出するスラグ量
を測定もしくは推定し、脱酸及び成分調整用合金鉄を添
加した後の鍋上スラグ組成を推定し、所定のスラグ組成
になるように出鋼中あるいは出鋼後に取鍋にCaO、S
iO2 、Al2 O3 の1種もしくはこれらを組み
合わせて上方より添加もしくはインジェクションするの
が望ましい。また、スラグと溶鋼の反応を促進させるた
めに、取鍋底よりのガスバブリング、取鍋上方よりのガ
スインジェクションが有効である。キャリアーガスとし
ては、Ar等の不活性ガス、N2 、CO、CO2 が
有効であるが、溶鋼成分に影響を与えないArガスを用
いるのが望ましい。また、スラグと溶鋼との反応性を良
くするために、フッ化物、Na2 O、B2 O3 、
Li2 O3 、塩化物のいずれかを混合するのが望ま
しい。
する。スラグ成分の作用としては大別すると溶鋼と反応
し溶鋼の溶解酸素濃度を決定する脱酸作用と、溶鋼中の
介在物組成を決定する作用の二つに大別することができ
る。スラグ中のAl2 O3 濃度は溶鋼中のAl含有
量〔Al〕に影響を及ぼすので結果として溶鋼中の溶解
酸素濃度に影響を及ぼす。Al2 O3 濃度が高い方
が溶鋼中の溶解酸素濃度は低下するもののAl2 O3
含有率の高い硬質な介在物が多くなりスチールウール
製造に使用する工具の寿命を短くするのでその上限を1
5%とした。スラグ中のAl2 O3 濃度が小さいと
Al2 O3 含有率の高い硬質な介在物は減少するも
ののSiO2 含有率が高い硬質な介在物が多くなり同
様に工具の寿命を短くするのでその下限を2%とした。
はスラグ中のSiO2 の活量asio2に大きく影響
するのでSiの脱酸作用、ひいては溶解酸素濃度に影響
を及ぼすだけでなく、スラグの反応性を左右する溶鋼の
流動性に対する影響が大きい。(CaO)/(SiO2
)が大きいと溶鋼中の溶解酸素濃度は低下するが、ス
ラグの流動性が悪化しスラグと溶鋼の反応の進行が遅く
なる。また、溶解酸素濃度が低すぎるとAl2 O3
含有率の高い硬質な介在物が多くなるので、(CaO)
/(SiO2 )の上限を1.50とした。一方、(C
aO)/(SiO2 )が小さいとSiO2 含有率が
高い硬質な介在物が多くなるとともに、溶鋼中の溶解酸
素濃度が高くなり過ぎ、鋳造後の鋳片に欠陥が生じるの
で下限を0.60とした。
整した後に、表1のNo.1〜10に示すスラグ組成の
スラグと反応させ、連続鋳造を行った。鋳造中に鋳造ト
ラブルが発生した水準と鋳片で成品欠陥が発生した水準
を除き、ビレットを製造し、ビレットを加熱炉で110
0℃に加熱し、引続き線材圧延及び調整冷却を行った。 調整冷却は衝風冷却、気水冷却ないしは溶融塩冷却にて
行った。線材を酸洗及び潤滑処理後、6.35mmφよ
り3.1mmφに伸線した。3.1mmφの鋼線をさら
に所定の太さまで伸線し、このサイズでスチールウール
切削加工を行った。この時のバイト取り替えまでの切削
時間を調査し表1に示した。
よって製造したもので、No.3,6,8,9,10は
(CaO)/(SiO2 )が本発明の範囲外の鋼であ
り、No.4,8はAl2 O3 が本発明範囲外の鋼
である。表1より明らかなように、No.3,9,10
は鋳造時の溶解酸素濃度が0.005%より大きくなり
鋳造が不安定になるか、ブローホール発生領域となるた
めスチールウール素材として不適である。また、No.
4,8はスチールウール製造時のバイト寿命が短く不適
である。
転炉−造塊−分塊工程によって製造していたC=0.0
5〜0.20%,Si=0.20%未満,Mn=0.5
〜1.5%,P=0.12%未満,S=0.15%未満
のスチールウール用線材等の被削性に優れた鋼材を転炉
−連続鋳造プロセスにて製造可能となり作業工程の省略
、歩留の向上が可能となった。
Claims (1)
- 【請求項1】 転炉−連続鋳造プロセスにより、被削
性に優れた鋼材を製造するにあたり、転炉出鋼後の取鍋
内溶鋼を、Al2 O3 含有量(Al2 O3 )を
2〜15%に、かつCaO含有量(CaO)とSiO2
の含有量(SiO2 )との比(CaO)/(SiO
2 )を0.60〜1.50に、残りのスラグ成分を2
0%以下に調整したスラグを溶鋼1t当り1kg以上確
保して覆った状態で攪拌することにより、スラグと溶鋼
を反応させ、溶鋼中の溶解酸素濃度を0.005%未満
とした後、連続鋳造することを特徴とする被削性に優れ
た鋼材の製造方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP3106140A JPH0784611B2 (ja) | 1991-05-10 | 1991-05-10 | 被削性に優れた鋼材の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP3106140A JPH0784611B2 (ja) | 1991-05-10 | 1991-05-10 | 被削性に優れた鋼材の製造方法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH04333509A true JPH04333509A (ja) | 1992-11-20 |
JPH0784611B2 JPH0784611B2 (ja) | 1995-09-13 |
Family
ID=14426065
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP3106140A Expired - Lifetime JPH0784611B2 (ja) | 1991-05-10 | 1991-05-10 | 被削性に優れた鋼材の製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPH0784611B2 (ja) |
Cited By (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2020111773A (ja) * | 2019-01-10 | 2020-07-27 | 日本製鉄株式会社 | 高Al含有鋼の溶製方法 |
-
1991
- 1991-05-10 JP JP3106140A patent/JPH0784611B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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JP2020111773A (ja) * | 2019-01-10 | 2020-07-27 | 日本製鉄株式会社 | 高Al含有鋼の溶製方法 |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JPH0784611B2 (ja) | 1995-09-13 |
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