JPH06128702A - 冷間加工性に優れた快削鋼及びその製造方法 - Google Patents
冷間加工性に優れた快削鋼及びその製造方法Info
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- JPH06128702A JPH06128702A JP30664892A JP30664892A JPH06128702A JP H06128702 A JPH06128702 A JP H06128702A JP 30664892 A JP30664892 A JP 30664892A JP 30664892 A JP30664892 A JP 30664892A JP H06128702 A JPH06128702 A JP H06128702A
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- steel
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 被削性及び冷間加工性に優れ、ブラウン管用
フレーム材等として好適な快削鋼を得る。 【構成】 Ｓ：０．０４〜０．１５重量％及びＣｒ１１
〜１３．５重量％を含み、必要に応じＣａ：０．００１
〜０．０２重量％及び／又はＡｌ：０．０２〜０．２０
重量％を含むＦｅ−Ｃｒ合金であり、ＪＩＳ Ｇ０５５
２で規定される粒度Ｎo.７以上のフェライト単相組織に
調整されている。この快削鋼は、熱間圧延した後、９５
０〜１２００℃の温度範囲で第１段の焼鈍を施し、７０
０〜９００℃の温度範囲で第２段の焼鈍を施し、次いで
０．２〜０．５℃／分の冷却速度で６００℃以下の温度
まで徐冷することにより製造される。 【効果】 粒度Ｎo.７以上のフェライト単相組織である
ため、Ｓ添加による被削性を確保しながら、優れた冷間
加工性をもった快削鋼となる。
フレーム材等として好適な快削鋼を得る。 【構成】 Ｓ：０．０４〜０．１５重量％及びＣｒ１１
〜１３．５重量％を含み、必要に応じＣａ：０．００１
〜０．０２重量％及び／又はＡｌ：０．０２〜０．２０
重量％を含むＦｅ−Ｃｒ合金であり、ＪＩＳ Ｇ０５５
２で規定される粒度Ｎo.７以上のフェライト単相組織に
調整されている。この快削鋼は、熱間圧延した後、９５
０〜１２００℃の温度範囲で第１段の焼鈍を施し、７０
０〜９００℃の温度範囲で第２段の焼鈍を施し、次いで
０．２〜０．５℃／分の冷却速度で６００℃以下の温度
まで徐冷することにより製造される。 【効果】 粒度Ｎo.７以上のフェライト単相組織である
ため、Ｓ添加による被削性を確保しながら、優れた冷間
加工性をもった快削鋼となる。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、ブラウン管のフレーム
材等として使用される加工性に優れた快削鋼及びその製
造方法に関する。
材等として使用される加工性に優れた快削鋼及びその製
造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】ブラウン管やコンピュータディスプレイ
等のフレーム用材料として、ブラウン管等のサイズによ
ってＳＣＭ４１５等のＣｒ−Ｍｏ鋼やＳＵＳ４１０等の
ステンレス鋼が使用されている。この種のフレーム用材
料には、ガラス製の管内に封入されることから、ガラス
と同程度の熱膨張率をもつことが要求される。更に、ブ
ラウン管の種類によっては、ブラウン管を組み立てる際
に扇曲げ，直角曲げ等の曲げ加工や切削加工がフレーム
材料に施される。したがって、フレーム材料は、適度な
強度をもつと共に、冷間加工性及び被削性に優れている
ことが必要である。
等のフレーム用材料として、ブラウン管等のサイズによ
ってＳＣＭ４１５等のＣｒ−Ｍｏ鋼やＳＵＳ４１０等の
ステンレス鋼が使用されている。この種のフレーム用材
料には、ガラス製の管内に封入されることから、ガラス
と同程度の熱膨張率をもつことが要求される。更に、ブ
ラウン管の種類によっては、ブラウン管を組み立てる際
に扇曲げ，直角曲げ等の曲げ加工や切削加工がフレーム
材料に施される。したがって、フレーム材料は、適度な
強度をもつと共に、冷間加工性及び被削性に優れている
ことが必要である。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】Ｃｒ−Ｍｏ鋼は、フレ
ーム材料として強度，加工性及び被削性に問題はない。
しかし、熱膨張係数（３０〜１００℃）が１２．４×１
０-6／℃であり、ガラスの熱膨張係数８×１０-6／℃に
比較して高い欠点をもっている。そのため、ブラウン間
作動時に昇温して熱変形を起こし、色ズレを発生させる
原因となる。他方、ステンレス鋼は、熱膨張係数が（１
０〜１１）×１０-6／℃であり、ガラスの熱膨張係数に
近似している。そのため、材質に起因する色ズレ等の欠
点が発生することがない。また、強度的にも問題がな
く、被削性に関しても特開昭６４−４２５５７号公報で
紹介されているようにＳ，Ｓｅ，Ｔｅ等を添加すること
によって改善される。
ーム材料として強度，加工性及び被削性に問題はない。
しかし、熱膨張係数（３０〜１００℃）が１２．４×１
０-6／℃であり、ガラスの熱膨張係数８×１０-6／℃に
比較して高い欠点をもっている。そのため、ブラウン間
作動時に昇温して熱変形を起こし、色ズレを発生させる
原因となる。他方、ステンレス鋼は、熱膨張係数が（１
０〜１１）×１０-6／℃であり、ガラスの熱膨張係数に
近似している。そのため、材質に起因する色ズレ等の欠
点が発生することがない。また、強度的にも問題がな
く、被削性に関しても特開昭６４−４２５５７号公報で
紹介されているようにＳ，Ｓｅ，Ｔｅ等を添加すること
によって改善される。
【０００４】Ｓ，Ｓｅ，Ｔｅ等を添加して快削性を付与
したステンレス鋼にあっては、逆に加工性が劣化し易
く、加工割れ等の欠陥が発生する。その結果、この快削
性ステンレス鋼は、過酷な曲げ加工が施される部材とし
て使用することができない。本発明は、このような問題
を解消すべく案出されたものであり、２段階焼鈍によっ
て結晶粒度を調整することにより、快削性を確保しなが
ら曲げ加工性を改善し、熱膨張係数が低い快削鋼を得る
ことを目的とする。
したステンレス鋼にあっては、逆に加工性が劣化し易
く、加工割れ等の欠陥が発生する。その結果、この快削
性ステンレス鋼は、過酷な曲げ加工が施される部材とし
て使用することができない。本発明は、このような問題
を解消すべく案出されたものであり、２段階焼鈍によっ
て結晶粒度を調整することにより、快削性を確保しなが
ら曲げ加工性を改善し、熱膨張係数が低い快削鋼を得る
ことを目的とする。
【０００５】
【課題を解決するための手段】本発明の快削鋼は、その
目的を達成するため、Ｓ：０．０４〜０．１５重量％及
びＣｒ１１〜１３．５重量％を含み残部実質的にＦｅか
らなる組成をもち、ＪＩＳ Ｇ０５５２で規定される粒
度Ｎo.７以上のフェライト単相組織に調整されているこ
とを特徴とする。この快削鋼は、更にＣａ：０．００１
〜０．０２重量％及び／又はＡｌ：０．０２〜０．２０
重量％を含むことができる。この快削鋼は、熱間圧延後
に９５０〜１２００℃の温度範囲で第１段の焼鈍を施
し、７００〜９００℃の温度範囲で第２段の焼鈍を施
し、次いで０．２〜０．５℃／分の冷却速度で６００℃
以下の温度まで徐冷することにより製造される。熱間圧
延と第１段の焼鈍との間で、冷間加工を行うこともでき
る。
目的を達成するため、Ｓ：０．０４〜０．１５重量％及
びＣｒ１１〜１３．５重量％を含み残部実質的にＦｅか
らなる組成をもち、ＪＩＳ Ｇ０５５２で規定される粒
度Ｎo.７以上のフェライト単相組織に調整されているこ
とを特徴とする。この快削鋼は、更にＣａ：０．００１
〜０．０２重量％及び／又はＡｌ：０．０２〜０．２０
重量％を含むことができる。この快削鋼は、熱間圧延後
に９５０〜１２００℃の温度範囲で第１段の焼鈍を施
し、７００〜９００℃の温度範囲で第２段の焼鈍を施
し、次いで０．２〜０．５℃／分の冷却速度で６００℃
以下の温度まで徐冷することにより製造される。熱間圧
延と第１段の焼鈍との間で、冷間加工を行うこともでき
る。
【０００６】
【作用】本発明者等は、Ｃｒ系ステンレス鋼において被
削性及び加工性に与えるＳ及び焼鈍条件の影響について
種々調査・研究した結果、次の知見を得た。Ｃｒ系ステ
ンレス鋼に０．０４重量％以上のＳを含有させるとき、
被削性の向上に有効なＭｎＳ系の介在物が析出するが、
曲げ加工性が劣化する。たとえば、曲げ加工時に、介在
物を起点として割れが発生する。割れは、圧延によって
展伸した介在物が長いほど、鋼中を伝播し易くなる。し
かし、割れの伝播は、結晶粒界によって抑制される。
削性及び加工性に与えるＳ及び焼鈍条件の影響について
種々調査・研究した結果、次の知見を得た。Ｃｒ系ステ
ンレス鋼に０．０４重量％以上のＳを含有させるとき、
被削性の向上に有効なＭｎＳ系の介在物が析出するが、
曲げ加工性が劣化する。たとえば、曲げ加工時に、介在
物を起点として割れが発生する。割れは、圧延によって
展伸した介在物が長いほど、鋼中を伝播し易くなる。し
かし、割れの伝播は、結晶粒界によって抑制される。
【０００７】本発明者等の研究によるとき、割れ伝播に
対する結晶粒界の抑制効果は、ＪＩＳ Ｇ０５５２で規
定する結晶粒度がＮo.７以上のときに顕著に現れる。一
般に材料変形時に生じる割れは、割れ部先端に集中する
応力が伝播に必要な応力値を超えることによって伝播す
る。このとき、応力集中は、結晶粒径が小さくなるほ
ど、換言すれば結晶粒度が大きくなるほど小さくなる。
本発明が対象とする快削鋼にあっては、結晶粒度がＮo.
７以上になると、曲げ加工時に発生する応力集中が割れ
伝播に必要な応力限界値に達しなくなるため、割れ伝播
抑制効果が現れるものと推察される。
対する結晶粒界の抑制効果は、ＪＩＳ Ｇ０５５２で規
定する結晶粒度がＮo.７以上のときに顕著に現れる。一
般に材料変形時に生じる割れは、割れ部先端に集中する
応力が伝播に必要な応力値を超えることによって伝播す
る。このとき、応力集中は、結晶粒径が小さくなるほ
ど、換言すれば結晶粒度が大きくなるほど小さくなる。
本発明が対象とする快削鋼にあっては、結晶粒度がＮo.
７以上になると、曲げ加工時に発生する応力集中が割れ
伝播に必要な応力限界値に達しなくなるため、割れ伝播
抑制効果が現れるものと推察される。
【０００８】結晶粒度は、熱間圧延後の焼鈍条件を制御
することにより調整される。本系鋼がオーステナイト領
域に入る９５０〜１２００℃の温度範囲で第１段の焼鈍
を行うとき、熱延後に残存している加工誘起マルテンサ
イト及びフェライトの二相組織がγ単相組織となり、そ
の後の冷却過程でフェライト＋焼入れマルテンサイト組
織となる。この組織をもつ鋼に対しオーステナイト領域
より下の７００〜９００℃の温度範囲で第２段の焼鈍を
施した後、徐冷するとき、結晶粒度がＮo.７以上で等軸
のフェライト単相組織が生成する。この組織は、熱間圧
延に引き続いて冷間圧延した材料に対し同様な２段階焼
鈍を行うとき、より微細な組織となる。その結果、良好
な被削性を確保し、且つ優れた曲げ加工性を有する材料
が得られる。
することにより調整される。本系鋼がオーステナイト領
域に入る９５０〜１２００℃の温度範囲で第１段の焼鈍
を行うとき、熱延後に残存している加工誘起マルテンサ
イト及びフェライトの二相組織がγ単相組織となり、そ
の後の冷却過程でフェライト＋焼入れマルテンサイト組
織となる。この組織をもつ鋼に対しオーステナイト領域
より下の７００〜９００℃の温度範囲で第２段の焼鈍を
施した後、徐冷するとき、結晶粒度がＮo.７以上で等軸
のフェライト単相組織が生成する。この組織は、熱間圧
延に引き続いて冷間圧延した材料に対し同様な２段階焼
鈍を行うとき、より微細な組織となる。その結果、良好
な被削性を確保し、且つ優れた曲げ加工性を有する材料
が得られる。
【０００９】Ｓを０．０４重量％以上含むＣｒ系ステン
レス鋼にＣａを複合添加させると、熱間圧延或いは冷間
圧延後も形態変化が小さい介在物（Ｍｎ，Ｃａ）Ｓ系と
なる。（Ｍｎ，Ｃａ）Ｓ系介在物の析出は、０．０２重
量％以上のＡｌを含有させることにより促進される。こ
の状態で２段階焼鈍によって結晶粒度Ｎo.７以上の等軸
フェライト単相組織にすると、Ｓを単独添加したもの以
上に良好な被削性をもち、且つ曲げ加工性に優れた材料
が得られる。次に、本発明で規定した合金元素及び含有
量等について説明する。Ｓは、被削性を向上させる元素
として重要であり、少なくとも０．０４重量％の添加が
必要である。しかし、０．１５重量％を超えるＳ含有量
は、曲げ加工性を著しく劣化させる。したがって、Ｓ含
有量を０．０４〜０．１５重量％の範囲に設定した。
レス鋼にＣａを複合添加させると、熱間圧延或いは冷間
圧延後も形態変化が小さい介在物（Ｍｎ，Ｃａ）Ｓ系と
なる。（Ｍｎ，Ｃａ）Ｓ系介在物の析出は、０．０２重
量％以上のＡｌを含有させることにより促進される。こ
の状態で２段階焼鈍によって結晶粒度Ｎo.７以上の等軸
フェライト単相組織にすると、Ｓを単独添加したもの以
上に良好な被削性をもち、且つ曲げ加工性に優れた材料
が得られる。次に、本発明で規定した合金元素及び含有
量等について説明する。Ｓは、被削性を向上させる元素
として重要であり、少なくとも０．０４重量％の添加が
必要である。しかし、０．１５重量％を超えるＳ含有量
は、曲げ加工性を著しく劣化させる。したがって、Ｓ含
有量を０．０４〜０．１５重量％の範囲に設定した。
【００１０】Ｃｒは、本発明快削鋼の熱膨張係数を確保
するために重要な合金元素であり、少なくとも１１重量
％の含有が必要である。しかし、１３．５重量％を超え
るＣｒ含有量では、第１段の焼鈍時にオーステナイト領
域に入る温度が存在せず、目的とするフェライト単相組
織が得られない。そこで、本発明においては、１１〜１
３．５重量％の範囲にＣｒ含有量を設定した。Ｃａは、
必要に応じて添加される任意成分であり、本発明快削鋼
の加工性及び被削性を改善する上で有効な合金元素であ
る。硫化物組成及び形態変化は、Ｃａ含有量０．００１
重量％以上でみられ、被削性及び加工性が向上する。し
かし、０．０２重量％を超えて含有させても、Ｃａによ
る効果が飽和し、それ以上に被削性及び加工性が向上す
ることが望めない。したがって、本発明においては、Ｃ
ａを含有させる場合には、０．００１〜０．２重量％の
範囲に設定する。
するために重要な合金元素であり、少なくとも１１重量
％の含有が必要である。しかし、１３．５重量％を超え
るＣｒ含有量では、第１段の焼鈍時にオーステナイト領
域に入る温度が存在せず、目的とするフェライト単相組
織が得られない。そこで、本発明においては、１１〜１
３．５重量％の範囲にＣｒ含有量を設定した。Ｃａは、
必要に応じて添加される任意成分であり、本発明快削鋼
の加工性及び被削性を改善する上で有効な合金元素であ
る。硫化物組成及び形態変化は、Ｃａ含有量０．００１
重量％以上でみられ、被削性及び加工性が向上する。し
かし、０．０２重量％を超えて含有させても、Ｃａによ
る効果が飽和し、それ以上に被削性及び加工性が向上す
ることが望めない。したがって、本発明においては、Ｃ
ａを含有させる場合には、０．００１〜０．２重量％の
範囲に設定する。
【００１１】Ａｌは、溶製時に脱酸のために添加される
元素であるが、被削性に優れ且つ加工性の良好な快削鋼
にする（Ｍｎ，Ｃａ）Ｓ系介在物の析出を促進させる作
用も呈する。Ａｌの効果は、０．２０重量％で飽和す
る。Ａｌ含有量が０．２０重量％を超えるとき、それ以
上の介在物析出効果が得られないばかりか、他の物性が
低下する傾向がみられる。したがって、Ａｌを含有させ
る場合には、その含有量を０．０２〜０．２０重量％の
範囲で選定する。
元素であるが、被削性に優れ且つ加工性の良好な快削鋼
にする（Ｍｎ，Ｃａ）Ｓ系介在物の析出を促進させる作
用も呈する。Ａｌの効果は、０．２０重量％で飽和す
る。Ａｌ含有量が０．２０重量％を超えるとき、それ以
上の介在物析出効果が得られないばかりか、他の物性が
低下する傾向がみられる。したがって、Ａｌを含有させ
る場合には、その含有量を０．０２〜０．２０重量％の
範囲で選定する。
【００１２】本発明の快削鋼は、ヒートパターンを図１
に示す２段階焼鈍によって結晶粒度及び組織が調整され
る。第１段の焼鈍は、フェライト＋焼入れマルテンサイ
ト組織を形成させるため９５０〜１２００℃の温度範囲
で行う。９５０℃未満或いは１２００℃を超える焼鈍温
度では、オーステナイト領域に入らないため、焼鈍前に
存在する加工誘起マルテンサイト相が焼鈍後も残存す
る。この加工誘起マルテンサイト相は、第２段の焼鈍時
にフェライト組織に変態し難く、冷間加工性を劣化させ
る原因となる。そこで、第１段の焼鈍により加工誘起マ
ルテンサイトを消失させ、その後の冷却過程においてフ
ェライト＋焼入れマルテンサイト組織を得る。
に示す２段階焼鈍によって結晶粒度及び組織が調整され
る。第１段の焼鈍は、フェライト＋焼入れマルテンサイ
ト組織を形成させるため９５０〜１２００℃の温度範囲
で行う。９５０℃未満或いは１２００℃を超える焼鈍温
度では、オーステナイト領域に入らないため、焼鈍前に
存在する加工誘起マルテンサイト相が焼鈍後も残存す
る。この加工誘起マルテンサイト相は、第２段の焼鈍時
にフェライト組織に変態し難く、冷間加工性を劣化させ
る原因となる。そこで、第１段の焼鈍により加工誘起マ
ルテンサイトを消失させ、その後の冷却過程においてフ
ェライト＋焼入れマルテンサイト組織を得る。
【００１３】第２段の焼鈍は、フェライト＋焼入れマル
テンサイト組織をフェライト単相組織にするため７００
〜９００℃の温度範囲で行う。このとき、９００℃を超
える焼鈍温度では、結晶粒度がＮo.７未満になり、加工
性が低下する。逆に、７００℃未満の低い焼鈍温度で
は、完全なフェライト単相組織が得られない。第２段の
焼鈍が施された鋼材は、０．２〜０．５℃／分の冷却速
度で６００℃以下の温度まで徐冷される。この冷却速度
は、焼鈍後の組織をフェライト単相組織とする上で、重
要な影響を与える。冷却速度が０．２℃／分未満では、
フェライト単相組織は得られるものの、冷却時間が長く
なることにより焼鈍コストが上昇する。逆に冷却速度が
０．５℃／分を超えると、マルテンサイト組織が生じ、
必要とする加工性が得られない。
テンサイト組織をフェライト単相組織にするため７００
〜９００℃の温度範囲で行う。このとき、９００℃を超
える焼鈍温度では、結晶粒度がＮo.７未満になり、加工
性が低下する。逆に、７００℃未満の低い焼鈍温度で
は、完全なフェライト単相組織が得られない。第２段の
焼鈍が施された鋼材は、０．２〜０．５℃／分の冷却速
度で６００℃以下の温度まで徐冷される。この冷却速度
は、焼鈍後の組織をフェライト単相組織とする上で、重
要な影響を与える。冷却速度が０．２℃／分未満では、
フェライト単相組織は得られるものの、冷却時間が長く
なることにより焼鈍コストが上昇する。逆に冷却速度が
０．５℃／分を超えると、マルテンサイト組織が生じ、
必要とする加工性が得られない。
【００１４】
【実施例】表１に組成を示したＣｒ系ステンレス鋼を高
周波真空溶解炉で溶製し、インゴットに鋳造した。得ら
れたインゴットに熱間鍛造を施し、１２００℃に加熱し
た後、熱間圧延によって板厚９ｍｍの熱延板とした。こ
の熱延板から、焼鈍−冷間圧延によって板厚５ｍｍの冷
延板を作製した。
周波真空溶解炉で溶製し、インゴットに鋳造した。得ら
れたインゴットに熱間鍛造を施し、１２００℃に加熱し
た後、熱間圧延によって板厚９ｍｍの熱延板とした。こ
の熱延板から、焼鈍−冷間圧延によって板厚５ｍｍの冷
延板を作製した。
【００１５】
【表１】
【００１６】冷延板に対し、種々の温度で第１段及び段
２段の焼鈍を施した。焼鈍後の試験片を、被削性試験及
び曲げ加工試験に供した。被削性試験は、周速１５０ｍ
／分で回転するボール盤を使用して板厚を貫通するまで
切削し、得られた切り粉の形態によって被削性を判定
し、切り粉が分断されているものを○，切り粉が連続し
ているものを×として評価した。曲げ加工試験は、Ｒ＝
０．２及び曲げ角度９０度で圧延方向に平行な方向の突
き曲げを行い、Ｒ部に発生する割れの有無によって曲げ
加工性を判定し、割れの発生がみられないものを○，割
れが発生したものを×として評価した。被削性及び曲げ
加工性の調査結果を、焼鈍条件と併せて表２に示す。
２段の焼鈍を施した。焼鈍後の試験片を、被削性試験及
び曲げ加工試験に供した。被削性試験は、周速１５０ｍ
／分で回転するボール盤を使用して板厚を貫通するまで
切削し、得られた切り粉の形態によって被削性を判定
し、切り粉が分断されているものを○，切り粉が連続し
ているものを×として評価した。曲げ加工試験は、Ｒ＝
０．２及び曲げ角度９０度で圧延方向に平行な方向の突
き曲げを行い、Ｒ部に発生する割れの有無によって曲げ
加工性を判定し、割れの発生がみられないものを○，割
れが発生したものを×として評価した。被削性及び曲げ
加工性の調査結果を、焼鈍条件と併せて表２に示す。
【００１７】
【表２】
【００１８】本発明に従った試験番号Ａ１〜Ａ８の試験
片は、何れも結晶粒径Ｎo.７以上の微細なフェライト単
相組織をもっていた。この組織のため、曲げ加工性及び
被削性の双方共に優れたものであった。これに対し、試
験番号Ｂ１，Ｂ２の比較試験片では、Ｓ含有量が低いこ
とに起因して何れも被削性に劣っていた。また、本発明
で規定する範囲を超えて０．１８６重量％と多量のＳを
含有する試験番号Ｂ３の比較試験片では、被削性は良好
であるものの、加工性に劣っていた。
片は、何れも結晶粒径Ｎo.７以上の微細なフェライト単
相組織をもっていた。この組織のため、曲げ加工性及び
被削性の双方共に優れたものであった。これに対し、試
験番号Ｂ１，Ｂ２の比較試験片では、Ｓ含有量が低いこ
とに起因して何れも被削性に劣っていた。また、本発明
で規定する範囲を超えて０．１８６重量％と多量のＳを
含有する試験番号Ｂ３の比較試験片では、被削性は良好
であるものの、加工性に劣っていた。
【００１９】本発明で規定した成分・組成を満足する試
験番号Ａ３の試験片であっても、第１段の焼鈍を本発明
で規定する温度条件よりも低い温度で焼鈍を施したと
き、第２段焼鈍後にマルテンサイト層が残存し、曲げ加
工性に劣るものであった。また、第１段及び第２段の焼
鈍を高い温度で行った試験番号Ａ３の試験片では、結晶
粒の成長が進みすぎて結晶粒径Ｎo.５の粗い組織となっ
た。これに伴って、曲げ加工性も低いものであった。
験番号Ａ３の試験片であっても、第１段の焼鈍を本発明
で規定する温度条件よりも低い温度で焼鈍を施したと
き、第２段焼鈍後にマルテンサイト層が残存し、曲げ加
工性に劣るものであった。また、第１段及び第２段の焼
鈍を高い温度で行った試験番号Ａ３の試験片では、結晶
粒の成長が進みすぎて結晶粒径Ｎo.５の粗い組織となっ
た。これに伴って、曲げ加工性も低いものであった。
【００２０】
【発明の効果】以上に説明したように、本発明において
は、Ｓを単独で或いはＣａと複合して添加したＦｅ−Ｃ
ｒ系合金の結晶粒径及び組織を調整することによって、
被削性を確保しながら冷間加工性に優れた快削鋼が得ら
れる。結晶粒径及び組織は、２段階焼鈍における温度条
件を制御することにより、再現性良く調整される。この
ようにして得られた快削鋼は、優れた被削性及び冷間加
工性を活かし、種々の構造部材として使用される。たと
えば、ブラウン管用フレーム材等として使用するとき、
熱膨張係数がガラスと近似していることと相俟つて、色
ズレ等の欠陥を発生させることがない製品となる。
は、Ｓを単独で或いはＣａと複合して添加したＦｅ−Ｃ
ｒ系合金の結晶粒径及び組織を調整することによって、
被削性を確保しながら冷間加工性に優れた快削鋼が得ら
れる。結晶粒径及び組織は、２段階焼鈍における温度条
件を制御することにより、再現性良く調整される。この
ようにして得られた快削鋼は、優れた被削性及び冷間加
工性を活かし、種々の構造部材として使用される。たと
えば、ブラウン管用フレーム材等として使用するとき、
熱膨張係数がガラスと近似していることと相俟つて、色
ズレ等の欠陥を発生させることがない製品となる。
【図１】 本発明に従った熱処理パターン
Claims (4)
- 【請求項１】 Ｓ：０．０４〜０．１５重量％及びＣｒ
１１〜１３．５重量％を含み残部実質的にＦｅからなる
組成をもち、ＪＩＳ Ｇ０５５２で規定される粒度Ｎo.
７以上のフェライト単相組織に調整されていることを特
徴とする冷間加工性に優れた快削鋼。 - 【請求項２】 Ｓ：０．０４〜０．１５重量％，Ｃａ：
０．００１〜０．０２重量％及びＣｒ１１〜１３．５重
量％を含み残部実質的にＦｅからなる組成をもち、ＪＩ
Ｓ Ｇ０５５２で規定される粒度Ｎo.７以上のフェライ
ト単相組織に調整されていることを特徴とする冷間加工
性に優れた快削鋼。 - 【請求項３】 Ｓ：０．０４〜０．１５重量％及びＣｒ
１１〜１３．５重量％を含むＦｅ−Ｃｒ合金を熱間圧延
した後、９５０〜１２００℃の温度範囲で第１段の焼鈍
を施し、７００〜９００℃の温度範囲で第２段の焼鈍を
施し、次いで０．２〜０．５℃／分の冷却速度で６００
℃以下の温度まで徐冷することを特徴とする冷間加工性
に優れた快削鋼の製造方法。 - 【請求項４】 請求項３記載の熱間圧延と第１段の焼鈍
との間で、冷間加工を行うことを特徴とする冷間加工性
に優れた快削鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP30664892A JPH06128702A (ja) | 1992-10-20 | 1992-10-20 | 冷間加工性に優れた快削鋼及びその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP30664892A JPH06128702A (ja) | 1992-10-20 | 1992-10-20 | 冷間加工性に優れた快削鋼及びその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH06128702A true JPH06128702A (ja) | 1994-05-10 |
Family
ID=17959641
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP30664892A Pending JPH06128702A (ja) | 1992-10-20 | 1992-10-20 | 冷間加工性に優れた快削鋼及びその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH06128702A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2008097803A (ja) * | 2006-09-15 | 2008-04-24 | Sii Micro Precision Kk | ハードディスク装置 |
-
1992
- 1992-10-20 JP JP30664892A patent/JPH06128702A/ja active Pending
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2008097803A (ja) * | 2006-09-15 | 2008-04-24 | Sii Micro Precision Kk | ハードディスク装置 |
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| A02 | Decision of refusal |
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