JPS59118861A - 快削鋼の製造方法 - Google Patents
快削鋼の製造方法Info
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- JPS59118861A JPS59118861A JP22707282A JP22707282A JPS59118861A JP S59118861 A JPS59118861 A JP S59118861A JP 22707282 A JP22707282 A JP 22707282A JP 22707282 A JP22707282 A JP 22707282A JP S59118861 A JPS59118861 A JP S59118861A
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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
この発明は、冷間鍛造等の冷間塑性加」−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
性に優れた快削鋼に関し、かた又前記快削鋼の製造方法
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等の元人を添加して被削性を
向−１−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って冷間塑性加に性を向上させよ
うとするものが主流であった。 しかしながら、上記した従来の冷間塑性加工川快削銅で
は、冷間塑性加」−：性の向」二を硫化物形Ｒ１のコン
トロール１こよって行っていたため、冷間塑性加圧性の
向上−には限界があった。 一方、最近の炉外精錬技術の発達に伴って、低Ｓ鋼のに
業師生産が可能となり、低Ｓの冷間塑性加り用銅が実用
化させつつあるが、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を開発するに至った。そしてさ
らに、連続鋳造法によって製造した鋳片または造塊法に
よっ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−１−させること
ができた。 すなわち、この発明による冷間塑性力１腓性および被削
性に優れた快削鋼は、機械構造用炭素鋼および機械構造
用合金鋼において、Ｓ≦０ 、００９重昂％、（０）≦
０．００１５重量％、Ｓｔ≦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種以上を合ハ１でＱ 、０
０３原子％以」−１ざらに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」二を合計で０２０１重年％以」−含有
することを特徴としており、このような快削鋼を製造す
るにあたってより好ましくは、上記成分の溶鋼から連続
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’ｏの温度に放
置または再加熱した後鋼片まで圧延し、次いで前記鋼片
を８５０〜１１５０’Ｏの温度に放置または再加熱した
後圧延仕上温度を７５０〜１０００’（！にして圧延す
るわ ことにより、フェライト＋バーライ組織を有しかつフェ
ライト結晶粒度番号が９以」−である鋼を得ることを特
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。 ＳＣＭＪ４．ＳＭｎＪ４．ＳＭｎＣ材、ＳＮＢ材。 ＳＡＣＭ１４なとがあり、基本的な成分元素の範囲とし
ては、例えば、Ｃ≦０．０８％、Ｍｎ≦１．６５％、Ｎ
ｉ≦４．５％、Ｃｒ≦６％、Ｍ。 ≦０．６５％、Ａ！≦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爪早％ ＳＩｉ：鋼の被削性を向」―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。
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
性に優れた快削鋼に関し、かた又前記快削鋼の製造方法
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等の元人を添加して被削性を
向−１−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って冷間塑性加に性を向上させよ
うとするものが主流であった。 しかしながら、上記した従来の冷間塑性加工川快削銅で
は、冷間塑性加」−：性の向」二を硫化物形Ｒ１のコン
トロール１こよって行っていたため、冷間塑性加圧性の
向上−には限界があった。 一方、最近の炉外精錬技術の発達に伴って、低Ｓ鋼のに
業師生産が可能となり、低Ｓの冷間塑性加り用銅が実用
化させつつあるが、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を開発するに至った。そしてさ
らに、連続鋳造法によって製造した鋳片または造塊法に
よっ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−１−させること
ができた。 すなわち、この発明による冷間塑性力１腓性および被削
性に優れた快削鋼は、機械構造用炭素鋼および機械構造
用合金鋼において、Ｓ≦０ 、００９重昂％、（０）≦
０．００１５重量％、Ｓｔ≦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種以上を合ハ１でＱ 、０
０３原子％以」−１ざらに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」二を合計で０２０１重年％以」−含有
することを特徴としており、このような快削鋼を製造す
るにあたってより好ましくは、上記成分の溶鋼から連続
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’ｏの温度に放
置または再加熱した後鋼片まで圧延し、次いで前記鋼片
を８５０〜１１５０’Ｏの温度に放置または再加熱した
後圧延仕上温度を７５０〜１０００’（！にして圧延す
るわ ことにより、フェライト＋バーライ組織を有しかつフェ
ライト結晶粒度番号が９以」−である鋼を得ることを特
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。 ＳＣＭＪ４．ＳＭｎＪ４．ＳＭｎＣ材、ＳＮＢ材。 ＳＡＣＭ１４なとがあり、基本的な成分元素の範囲とし
ては、例えば、Ｃ≦０．０８％、Ｍｎ≦１．６５％、Ｎ
ｉ≦４．５％、Ｃｒ≦６％、Ｍ。 ≦０．６５％、Ａ！≦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爪早％ ＳＩｉ：鋼の被削性を向」―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。
〔０〕≦０．００１５重量％
０は鋼中において酸化物を形成する元素であり、０．０
０１５重量％を超えると冷間塑性加圧性が著しく劣化す
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か、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
の含有酸は０．２５爪早％以ドとした。 Ｃ，Ｎを合３１て０．００３原子％以」−１およびＮｂ
、Ｖ、Ｔｉ 、Ｔａのうち（７）１種または２種以上を
合計て０．００３原子％以上 Ｎｂ、Ｖ 、 Ｔ ｉ 、 Ｔ ａ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、それぞれにおいて合旧てと ０．００３原了％以上含有させるこの・が必要である。 Ｐｂ≦０．１２ｆｆｉ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３１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ｆ！？ ルタメ
ニハ合計でｏ、ｏ１重酸％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？ｆｉ％を超え
、Ｂｉが０．１２重量％を超え、Ｔｅが６．ｏｘ５重量
％を超えると、冷間塑＋’１カ１汀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。 Ｔ ｉ 、 Ｔ ａ 都のイ９（囲で十分生成するが、
脱酸ならひに結晶粒調整の目的で０．０６重邦％以下の
Ａｕを添加しても良い、また、このような目的だけでな
く、Ａｕ７．を０．５重Ｉ−％まで添加した軟窒化鋼や
、Ａ４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侵れた快削鋼は
、常法に従って、溶鋼から連続鋳造法または造、ｔｌｌ
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、この鋼片を什−ヒ圧延することによ
って製造されるが、より望ましくは、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°Ｃの温度に放置ま
たは再加熱した後鋼片まで圧延し、次いで前記鋼片を８
５０〜１ｉ５ｏ’ｃの温度に放置または再加熱した後圧
延什」二温度を７５０〜１０００℃にして圧延すること
により、フェライト＋パーライト組織を有しかつフェラ
イト結晶粒度番号が９以上である鋼を得６Ａすお。。。 よう４製造工■採用ｔ−６Ｃとがより望まし０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１１５０〜１３５
０’Ｏ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Ｎ
ｂ、Ｖ、Ｔｉ。 Ｔａの炭窒化物をいったん固溶させるためである。すな
わち、上記温度が１１５０’０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、微細なフェライＩ・結晶粒が得られなくなるた
めである。 次いで、１−記圧延によって得られかつＮｂ。 Ｖ、Ｔｉ、Ｔａの炭窒化物を十分に固溶した鋼片を８５
０−１１５０００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る。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」二の微細なフェライト結晶粒をイＩＩることができ
なくなるので好ましくない。また、鋼片を８５０°Ｃよ
りも低い温度にして圧延を行った場合には 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什」二温度は７５０〜１
０００℃としているが、この理由は、圧延仕］二温度が
７５０ ’Ｏよりも低いとオーステナイト結晶粒が再結
晶せず、変態によって得られたフェライト粒は粒度番号
で９以玉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、変態によって得られたフェライト粒は粒度番号で
９以」二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ェライト＋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ェラ
イト＋パーライト組織に比較して硬さが犬であり、加工
用金型の寿命が低下するためである。また、フェライト
結晶粒度番号を９以上に限定したのは、圧延材をそのま
ま冷間鍛造る。 以ド、実施例について説明する。 実施例」 容重７０トンのアーク炉を用いて機械構造用低合金ｆｉ
（ＳＣＭ）を溶解し、取鍋精錬および真空脱ガスを行っ
た後、得られた溶鋼を連続鋳造して８１月を作製した。 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ィツシュ内に
ワイヤで添加することにより行った。次いで、１４記鋳
片から通常の圧延１程によって直径３４ｍｍの丸棒を製
造した。次に前記各丸棒の表層ｊｊｌ（より供試）１を
切り出し、研磨および腐食後フェ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５０
ｍｍの長さに切断し、６００）ンプレスによって据え込
み鍛造を行った。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Ｊ＋・＜ 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ＩＦ
； ０．０５〜０．３０ｍｍ／ｒｅｖ、切り込み邦；
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て数秒間加−にしたのち切り屑
を採取した。そして、長さ５０ｍｍ以下の破砕Ｆ）Ｊ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。こ第２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、
０１５重量％を超えると冷間塑性加圧性が著しく劣化す
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か、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
の含有酸は０．２５爪早％以ドとした。 Ｃ，Ｎを合３１て０．００３原子％以」−１およびＮｂ
、Ｖ、Ｔｉ 、Ｔａのうち（７）１種または２種以上を
合計て０．００３原子％以上 Ｎｂ、Ｖ 、 Ｔ ｉ 、 Ｔ ａ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、それぞれにおいて合旧てと ０．００３原了％以上含有させるこの・が必要である。 Ｐｂ≦０．１２ｆｆｉ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３１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ｆ！？ ルタメ
ニハ合計でｏ、ｏ１重酸％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？ｆｉ％を超え
、Ｂｉが０．１２重量％を超え、Ｔｅが６．ｏｘ５重量
％を超えると、冷間塑＋’１カ１汀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。 Ｔ ｉ 、 Ｔ ａ 都のイ９（囲で十分生成するが、
脱酸ならひに結晶粒調整の目的で０．０６重邦％以下の
Ａｕを添加しても良い、また、このような目的だけでな
く、Ａｕ７．を０．５重Ｉ−％まで添加した軟窒化鋼や
、Ａ４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侵れた快削鋼は
、常法に従って、溶鋼から連続鋳造法または造、ｔｌｌ
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、この鋼片を什−ヒ圧延することによ
って製造されるが、より望ましくは、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°Ｃの温度に放置ま
たは再加熱した後鋼片まで圧延し、次いで前記鋼片を８
５０〜１ｉ５ｏ’ｃの温度に放置または再加熱した後圧
延什」二温度を７５０〜１０００℃にして圧延すること
により、フェライト＋パーライト組織を有しかつフェラ
イト結晶粒度番号が９以上である鋼を得６Ａすお。。。 よう４製造工■採用ｔ−６Ｃとがより望まし０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１１５０〜１３５
０’Ｏ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Ｎ
ｂ、Ｖ、Ｔｉ。 Ｔａの炭窒化物をいったん固溶させるためである。すな
わち、上記温度が１１５０’０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、微細なフェライＩ・結晶粒が得られなくなるた
めである。 次いで、１−記圧延によって得られかつＮｂ。 Ｖ、Ｔｉ、Ｔａの炭窒化物を十分に固溶した鋼片を８５
０−１１５０００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る。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」二の微細なフェライト結晶粒をイＩＩることができ
なくなるので好ましくない。また、鋼片を８５０°Ｃよ
りも低い温度にして圧延を行った場合には 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什」二温度は７５０〜１
０００℃としているが、この理由は、圧延仕］二温度が
７５０ ’Ｏよりも低いとオーステナイト結晶粒が再結
晶せず、変態によって得られたフェライト粒は粒度番号
で９以玉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、変態によって得られたフェライト粒は粒度番号で
９以」二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ェライト＋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ェラ
イト＋パーライト組織に比較して硬さが犬であり、加工
用金型の寿命が低下するためである。また、フェライト
結晶粒度番号を９以上に限定したのは、圧延材をそのま
ま冷間鍛造る。 以ド、実施例について説明する。 実施例」 容重７０トンのアーク炉を用いて機械構造用低合金ｆｉ
（ＳＣＭ）を溶解し、取鍋精錬および真空脱ガスを行っ
た後、得られた溶鋼を連続鋳造して８１月を作製した。 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ィツシュ内に
ワイヤで添加することにより行った。次いで、１４記鋳
片から通常の圧延１程によって直径３４ｍｍの丸棒を製
造した。次に前記各丸棒の表層ｊｊｌ（より供試）１を
切り出し、研磨および腐食後フェ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５０
ｍｍの長さに切断し、６００）ンプレスによって据え込
み鍛造を行った。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Ｊ＋・＜ 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ＩＦ
； ０．０５〜０．３０ｍｍ／ｒｅｖ、切り込み邦；
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て数秒間加−にしたのち切り屑
を採取した。そして、長さ５０ｍｍ以下の破砕Ｆ）Ｊ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。こ第２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、
〔０〕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Ｎ
ｏ、１５はいずれも冷間鍛造性に劣っており、Ｐｂ、Ｂ
ｉ、Ｔｅを含まないＮｏ。 １６では被削性が著しく劣っていることがわかる。これ
に対して木発明鋼Ｎｏ、 １〜５はいずれもフェライ
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。 実施例２ 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、実施例１と同様にして鋳片を作製した
のち丸棒に圧延し、フェ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、実施例１と同様にして冷間鍛造性および被削性を
評価した。これらの結果を第４表に示す。 ら′５４表 第３表および第４表に示す結果から明らかなように、〔
０〕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っており、ＳｉおよびＳ含有
量が多ずぎるＮｏ、１８では冷間＃９造性が著り、 ＜
劣っているのに対して、本発明鋼のＮｏ−６，７では冷
間鍛造性および被削性共すぐれていることが確認された
。 実施例３ 容部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った
後、得られた溶鋼を連続鋳造して鋳片を作製した。なお
、Ｐｂ、Ｂｉ、Ｔｅの添加は実施例１と同様にして行っ
た。次いで、Ｊ二記鋳片に対し、第５表に示す条件で鋳
片の圧延を行って鋼片を作製し、続いて同じく第５表に
示す条件で鋼片の圧延を行って直径３４ｍｍの丸棒を製
造した。次に、実施例１と同様にして各供試片のフェラ
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、実施例１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＠５表 ７、／ 、／″ ／”’ ／ 第 ７ 表 第５表ないし第７表に示すように、Ｓおよび０含右ｆｉ
ｌが多く、Ｎ ｂ 、 Ｖ 、 Ｔ ｉ 、 Ｔ ａお
よびＰｂ、Ｂｉ、Ｔｅを含まないＮ０１１９では、冷間
鍛造性および被削性が著しく劣っていることが明らかで
ある。また、本発明の第一発明を満たすＮｏ、ｌＯ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、第二発明を満たすＮｏ、 ８ 、９
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１〜３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番乙この発明によれば、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訂細に調べることによって、鋼の
化学成分範囲を規制し、さらに望ましくは鋳片また鋼塊
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。
、Ｔａを含まないＮｏ、１４．Ｐｂ含有量が多すぎるＮ
ｏ、１５はいずれも冷間鍛造性に劣っており、Ｐｂ、Ｂ
ｉ、Ｔｅを含まないＮｏ。 １６では被削性が著しく劣っていることがわかる。これ
に対して木発明鋼Ｎｏ、 １〜５はいずれもフェライ
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。 実施例２ 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、実施例１と同様にして鋳片を作製した
のち丸棒に圧延し、フェ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、実施例１と同様にして冷間鍛造性および被削性を
評価した。これらの結果を第４表に示す。 ら′５４表 第３表および第４表に示す結果から明らかなように、〔
０〕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っており、ＳｉおよびＳ含有
量が多ずぎるＮｏ、１８では冷間＃９造性が著り、 ＜
劣っているのに対して、本発明鋼のＮｏ−６，７では冷
間鍛造性および被削性共すぐれていることが確認された
。 実施例３ 容部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った
後、得られた溶鋼を連続鋳造して鋳片を作製した。なお
、Ｐｂ、Ｂｉ、Ｔｅの添加は実施例１と同様にして行っ
た。次いで、Ｊ二記鋳片に対し、第５表に示す条件で鋳
片の圧延を行って鋼片を作製し、続いて同じく第５表に
示す条件で鋼片の圧延を行って直径３４ｍｍの丸棒を製
造した。次に、実施例１と同様にして各供試片のフェラ
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、実施例１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＠５表 ７、／ 、／″ ／”’ ／ 第 ７ 表 第５表ないし第７表に示すように、Ｓおよび０含右ｆｉ
ｌが多く、Ｎ ｂ 、 Ｖ 、 Ｔ ｉ 、 Ｔ ａお
よびＰｂ、Ｂｉ、Ｔｅを含まないＮ０１１９では、冷間
鍛造性および被削性が著しく劣っていることが明らかで
ある。また、本発明の第一発明を満たすＮｏ、ｌＯ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、第二発明を満たすＮｏ、 ８ 、９
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１〜３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番乙この発明によれば、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訂細に調べることによって、鋼の
化学成分範囲を規制し、さらに望ましくは鋳片また鋼塊
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 (2)
- （１）機械構造用炭素鋼および機械構造用合金鋼ニオイ
テ、Ｓ≦０．０’０９重量％、〔ｏ〕≦０．００１５重
量％、Ｓｉ≦０．２５重量％、Ｃ，Ｎを金具１で０．０
０３原子％以上、およびＮｂ、Ｖ、Ｔｉ 、Ｔａのうち
の１種または２種以１、を合Ａ１で０．００３原子％以
上、さらにＰｂ≦０．１２ｒｒｒ量％、Ｂｉ≦０．１２
重量％、Ｔｅ≦０．０１５重量％のうちの１種または２
挿具」−を合旧で０．０１重量％以り含有することを特
徴とする冷間塑性加１−性および被削性に優れた快削鋼
。 - （２） Ｓ≦０ 、００９ｉ量％、（０）≦０．００１
５ｙ１ｒ、惜％、Ｓｉ≦０．２５重量％、Ｃ，Ｎを合、
４＋テｏ 、 ＯＯ３原子％以上、およびＮｂ、ｖ。 Ｔｉ、Ｔａのうちの１種または２種以上を金具１で０．
００３原子％以上、さらにＰｂ≦ｏ、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１１５
０〜１３５０″Ｃの温度にした後鋼片まで圧延し、次い
で前記鋼片を８５０〜１１５０°Ｃの温度にした後圧延
仕上温度を７５０〜１ｏｏｏ’ｏにして圧延すること−
帳 により、フェライト＋バーフイ組織を有しかつフェライ
ト結晶粒度番号が９以」二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 true JPS59118861A (ja) | 1984-07-09 |
| JPH029088B2 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) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5028275A (en) * | 1988-03-18 | 1991-07-02 | Rheinmetall Gmbh | Method of producing a liner to cover an explosive charge |
| JPH06229148A (ja) * | 1992-03-25 | 1994-08-16 | Yoshikawa Kenzai Kk | フェンス |
| JP2018035411A (ja) * | 2016-09-01 | 2018-03-08 | 新日鐵住金株式会社 | 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 |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5028275A (en) * | 1988-03-18 | 1991-07-02 | Rheinmetall Gmbh | Method of producing a liner to cover an explosive charge |
| JPH06229148A (ja) * | 1992-03-25 | 1994-08-16 | Yoshikawa Kenzai Kk | フェンス |
| JP2018035411A (ja) * | 2016-09-01 | 2018-03-08 | 新日鐵住金株式会社 | 冷間鍛造用鋼およびその製造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH029088B2 (ja) | 1990-02-28 |
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