JPS60427B2 - 冷間鍛造性のすぐれた快削鋼 - Google Patents
冷間鍛造性のすぐれた快削鋼Info
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- JPS60427B2 JPS60427B2 JP5971279A JP5971279A JPS60427B2 JP S60427 B2 JPS60427 B2 JP S60427B2 JP 5971279 A JP5971279 A JP 5971279A JP 5971279 A JP5971279 A JP 5971279A JP S60427 B2 JPS60427 B2 JP S60427B2
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Description
【発明の詳細な説明】
本発明は、冷間鍛造性のすぐれだ決削鋼に関する。
詳しくは本発明は、ステンレス鋼または耐熱鋼であって
快削性付与元素としてSを用いたものにおいて、S量に
対応して適量のTeをも添加し、かつ0量を調節して鋼
中の硫化物系介在物の形状を改善することにより、袷間
鍛造性のすぐれた快肖り鋼を提供するものである。本発
明はまた、このような冷間鍛造性のすぐれた快削鋼を製
造する方法をも包含する。
快削性付与元素としてSを用いたものにおいて、S量に
対応して適量のTeをも添加し、かつ0量を調節して鋼
中の硫化物系介在物の形状を改善することにより、袷間
鍛造性のすぐれた快肖り鋼を提供するものである。本発
明はまた、このような冷間鍛造性のすぐれた快削鋼を製
造する方法をも包含する。
ステンレス鋼または耐熱鋼を切削加工する際には、これ
らの鋼は延性が高く切削により発生する熱量が大きく、
しかも熱伝導性が小さいため工具と切くず間の切削熱が
逃げ難く、両者が凝着する傾向がある。
らの鋼は延性が高く切削により発生する熱量が大きく、
しかも熱伝導性が小さいため工具と切くず間の切削熱が
逃げ難く、両者が凝着する傾向がある。
そのため切削面にムシレが生じやすく、工具が速やかに
チッピングや溶損しやすく、また切りくずが連続して作
業性を著しくそこなうといった困難に直面する。そこで
従来から、これらの鋼にSを中心として、Pb、Seあ
るいはCaなどの快削性付与元素を少量含有させた快削
鋼が開発されて来た。しかし、これらの快削性付与元素
「とくにその効果が高いとして広く用いられているSは
、一方で、鋼の強度を低下させ冷間鍛造性を損なう。こ
の理由は、Sの添加により生じた硫化物系介在物が鋼中
で辰伸された形態で存在し、そこに応力が集中して硫化
物を起点とする切欠き現象が起るためと考えられている
。そこで、硫化物系介在物の形状をできるだけ球状に近
くして、応力集中を緩和することにより上記の問題を解
決することが試みられてきた。
チッピングや溶損しやすく、また切りくずが連続して作
業性を著しくそこなうといった困難に直面する。そこで
従来から、これらの鋼にSを中心として、Pb、Seあ
るいはCaなどの快削性付与元素を少量含有させた快削
鋼が開発されて来た。しかし、これらの快削性付与元素
「とくにその効果が高いとして広く用いられているSは
、一方で、鋼の強度を低下させ冷間鍛造性を損なう。こ
の理由は、Sの添加により生じた硫化物系介在物が鋼中
で辰伸された形態で存在し、そこに応力が集中して硫化
物を起点とする切欠き現象が起るためと考えられている
。そこで、硫化物系介在物の形状をできるだけ球状に近
くして、応力集中を緩和することにより上記の問題を解
決することが試みられてきた。
最近では、たとえば特開昭54一11016号は、Te
−Sの添加により快削性を与えた構造用鋼において、T
e/Sを約0.1前後にえらぶとともに特定量のCaお
よびNを存在させることにより、快削性と異方性が改善
されることを開示している。本発明者らは、ステンレス
鋼および耐熱鋼の分野で、Te−S系快削鋼がすぐれた
袷間鍛造性を兼ね備えるためにはどのような条件をみた
す必要があるか、またその快削鋼を製造する好適な方法
はどのようなものであるか、を追求して次の知見を得た
。
−Sの添加により快削性を与えた構造用鋼において、T
e/Sを約0.1前後にえらぶとともに特定量のCaお
よびNを存在させることにより、快削性と異方性が改善
されることを開示している。本発明者らは、ステンレス
鋼および耐熱鋼の分野で、Te−S系快削鋼がすぐれた
袷間鍛造性を兼ね備えるためにはどのような条件をみた
す必要があるか、またその快削鋼を製造する好適な方法
はどのようなものであるか、を追求して次の知見を得た
。
すなわち、ステンレス鋼および耐熱鋼が所期の快削性お
よびすぐれた冷間鍛造性を兼ね備えるためには、含有さ
れる硫化物のうち長径が2仏以上の比較的大型のものは
、その少なくとも80%が長短蚤比が10以下でなけれ
ばならないこと、またこのような硫化物系介在物は、T
e/Sの重量割合を0.04またはそれ以上にえらび、
かつ0含有量を0.015%以下に制限することによっ
て実現できること、である。さらには、この鋼はTe以
外の成分を調整した溶鋼にTeを添加して均一に分散さ
せることにより製造できること、そして上記Teの添加
に先立って、溶鋼中に非酸化性ガスを導入して強制縄拝
することにより、快削性および冷間鍛造性にとって有害
な主として酸化物系の介在物からなる大型の介在物を浮
上分離させ除去するのが好ましいこと、をも知った。以
上の新規な知見にもとづく本発明の冷間鍛造性のすぐれ
た快削鋼は、C:2.0%以下、Si:5.0%以下、
Mn:20.0%以下、Cr:7.5〜30.0%、S
:0.4%以下およびTe:0.5%以下を含有し(た
だしTe/Sの重量比は0.04〆上)、0:0.01
5%以下であって、残余が実質的にFeからなる組成を
有し、その中に存在する硫イQ物系介在物のうち長径が
2仏以上の比較的大型のものは少なくとも80%が長短
蓬比10以下であることを特徴とする。
よびすぐれた冷間鍛造性を兼ね備えるためには、含有さ
れる硫化物のうち長径が2仏以上の比較的大型のものは
、その少なくとも80%が長短蚤比が10以下でなけれ
ばならないこと、またこのような硫化物系介在物は、T
e/Sの重量割合を0.04またはそれ以上にえらび、
かつ0含有量を0.015%以下に制限することによっ
て実現できること、である。さらには、この鋼はTe以
外の成分を調整した溶鋼にTeを添加して均一に分散さ
せることにより製造できること、そして上記Teの添加
に先立って、溶鋼中に非酸化性ガスを導入して強制縄拝
することにより、快削性および冷間鍛造性にとって有害
な主として酸化物系の介在物からなる大型の介在物を浮
上分離させ除去するのが好ましいこと、をも知った。以
上の新規な知見にもとづく本発明の冷間鍛造性のすぐれ
た快削鋼は、C:2.0%以下、Si:5.0%以下、
Mn:20.0%以下、Cr:7.5〜30.0%、S
:0.4%以下およびTe:0.5%以下を含有し(た
だしTe/Sの重量比は0.04〆上)、0:0.01
5%以下であって、残余が実質的にFeからなる組成を
有し、その中に存在する硫イQ物系介在物のうち長径が
2仏以上の比較的大型のものは少なくとも80%が長短
蓬比10以下であることを特徴とする。
上記の合金組成は、ステンレス鋼および耐熱鋼の分野に
わたるものである。各鋼に着目したときは、組成はそれ
ぞれ次のとおりあらわすことがでさる。(残余はFe)
(ステンレス鋼) (耐 熱 鋼) C: 2.0%以下 1.0%以下Si:
2.0%以下 5.0%以下 .Mh:
10 %以下 20%以下Cr: 1
0妥び30% 7.5%び30%T宣言
8言多量÷(Te/S2QM)○:
0.015%以下介在物に関する以外の各成分の役
割および範囲の限定理由は、おおむね各鋼について既に
知られたところであるが、以下に記しておく。
わたるものである。各鋼に着目したときは、組成はそれ
ぞれ次のとおりあらわすことがでさる。(残余はFe)
(ステンレス鋼) (耐 熱 鋼) C: 2.0%以下 1.0%以下Si:
2.0%以下 5.0%以下 .Mh:
10 %以下 20%以下Cr: 1
0妥び30% 7.5%び30%T宣言
8言多量÷(Te/S2QM)○:
0.015%以下介在物に関する以外の各成分の役
割および範囲の限定理由は、おおむね各鋼について既に
知られたところであるが、以下に記しておく。
C:2.0%以下(ステンレス鋼では2.0%以下、耐
熱鋼では1.0%以下)耐食性の面からは少ない方がよ
く、とくに耐食性の良好なオーステナィト系ステンレス
鋼では %までとする。
熱鋼では1.0%以下)耐食性の面からは少ない方がよ
く、とくに耐食性の良好なオーステナィト系ステンレス
鋼では %までとする。
一方、C含量が低いと硬さ、強度が十分でないから、こ
れら特性の要求が高いときは2.0%まで含有させる。
Sj:5.0%以下(ステンレス鋼では2.0%以下、
耐熱鋼では5.0%以下)鋼の溶製時に脱酸剤として必
要なほか、焼入れ性、焼戻し軟化抵抗性の向上に有効で
あって、とくに耐熱鋼では多量に使用する。
れら特性の要求が高いときは2.0%まで含有させる。
Sj:5.0%以下(ステンレス鋼では2.0%以下、
耐熱鋼では5.0%以下)鋼の溶製時に脱酸剤として必
要なほか、焼入れ性、焼戻し軟化抵抗性の向上に有効で
あって、とくに耐熱鋼では多量に使用する。
ただし、衝撃強度が著しく影響をうけるため、5.0%
までとする。Mn:20%以下(ステンレス鋼では10
%以下、耐熱鋼では20%以下)オーステナィトを安定
化する元素で、Niの代りに使用する。
までとする。Mn:20%以下(ステンレス鋼では10
%以下、耐熱鋼では20%以下)オーステナィトを安定
化する元素で、Niの代りに使用する。
Mn含量の大小は耐食性にはあまり影響しないが、多す
ぎると被削性を低める。Cr:7.5〜30%(ステン
レス鋼では10〜30%、耐熱鋼では7.5〜30%)
鋼がステンレスであるためにも、また耐熱性を有する上
でも、もっと重要な構成元素であって、安定な酸化物被
膜により耐食性または耐酸化性を与える。
ぎると被削性を低める。Cr:7.5〜30%(ステン
レス鋼では10〜30%、耐熱鋼では7.5〜30%)
鋼がステンレスであるためにも、また耐熱性を有する上
でも、もっと重要な構成元素であって、安定な酸化物被
膜により耐食性または耐酸化性を与える。
そのために必要な含有量はそれぞれ上記のとおりである
。次に「快削性付与元素の組み合わせTe−Sおよび0
含有量の限定について、介在物の形態と関連させて説明
する。
。次に「快削性付与元素の組み合わせTe−Sおよび0
含有量の限定について、介在物の形態と関連させて説明
する。
S:0.40%以下
快削性をもたらす主要な介在物であるM盃系介在物の形
成に不可欠であって、多量になるほど快削性は高まるが
、袷間鍛造性および耐食性が低下するので上記限界に止
める。
成に不可欠であって、多量になるほど快削性は高まるが
、袷間鍛造性および耐食性が低下するので上記限界に止
める。
Te:0.50%以下
冷間鍛造性に対する影響の大きいM鷹系介在物の形態を
調整することと、それ自体で快削性を与える点で重要な
元素である。
調整することと、それ自体で快削性を与える点で重要な
元素である。
あまり大量では熱間加工性が劣るので制約がある。硫化
物系介在物の形態を改善するためには、Te/Sの重量
割合が0.04〆上であることを要する。○:0.01
5%以下鋼中の0は、山203やSiQの形をとるが、
ステンレス鋼や耐熱鋼のようにCrを多量に含有する場
合は、Cの3をも多量に形成する。
物系介在物の形態を改善するためには、Te/Sの重量
割合が0.04〆上であることを要する。○:0.01
5%以下鋼中の0は、山203やSiQの形をとるが、
ステンレス鋼や耐熱鋼のようにCrを多量に含有する場
合は、Cの3をも多量に形成する。
これらの酸化物介在物は極めて硬く、切削工具をひどく
損傷する。また、冷間鍛造ワレの発生起点にもなるので
、0含有量はできるだけ低くおさえるべきである。許容
される限度が上記0.015%であることがわかった。
硫化物系介在物の形態と分布: 快削性および冷間鍛造性が鋼中の硫化物系介在物の形態
と分布に大きく依存することを本発明者らは確認し、硫
化物の形態を種々変化させた鋼の特性をしらべた。
損傷する。また、冷間鍛造ワレの発生起点にもなるので
、0含有量はできるだけ低くおさえるべきである。許容
される限度が上記0.015%であることがわかった。
硫化物系介在物の形態と分布: 快削性および冷間鍛造性が鋼中の硫化物系介在物の形態
と分布に大きく依存することを本発明者らは確認し、硫
化物の形態を種々変化させた鋼の特性をしらべた。
その結果、硫化物系介在物のうち長径が2〃以上の比較
的大型のものが冷間鍛造性を左右し、これが長短蓬比で
10以内にあって極端に線状に辰伸されていない形態を
もつならば悪影響を示さないこと、そしてこのようなも
のが全硫化物系介在物中の個数にもとづいて80%また
はそれ以上の大部分を占めるという条件がみたされてい
ればよいことを知ったのである。この事実は後に実例を
もって示す。本発明の冷間鍛造性のすぐれた快削鋼は、
ステンレス鋼または耐熱鋼としての用途に向ける上で必
要があれば、強度、耐食性、耐摩耗性、耐スケール性な
どを改善するために、下記の一つまたは二つ以上のグル
ープに属する元素を添加することができる。
的大型のものが冷間鍛造性を左右し、これが長短蓬比で
10以内にあって極端に線状に辰伸されていない形態を
もつならば悪影響を示さないこと、そしてこのようなも
のが全硫化物系介在物中の個数にもとづいて80%また
はそれ以上の大部分を占めるという条件がみたされてい
ればよいことを知ったのである。この事実は後に実例を
もって示す。本発明の冷間鍛造性のすぐれた快削鋼は、
ステンレス鋼または耐熱鋼としての用途に向ける上で必
要があれば、強度、耐食性、耐摩耗性、耐スケール性な
どを改善するために、下記の一つまたは二つ以上のグル
ープに属する元素を添加することができる。
Ni:40%以下、
Mo:4.0%以下、
W:5.0%以下、Ti:2.0%以下、V:2.0%
以下、Nb:1.5%以下またはREM(稀土類金属)
:0.5%以下の1種または2種以上、AI:2.0%
以下、 Co:25%以下、 B:0.05%以下、N:0.80%以下またはZr:
2%以下の1種または2種以上、Ta:1.5%以下 Cu:7%以下。
以下、Nb:1.5%以下またはREM(稀土類金属)
:0.5%以下の1種または2種以上、AI:2.0%
以下、 Co:25%以下、 B:0.05%以下、N:0.80%以下またはZr:
2%以下の1種または2種以上、Ta:1.5%以下 Cu:7%以下。
各添加元素の作用と含有量の範囲の限定理由を次に記す
。
。
Nj:40%以下
ステンレス鋼にとっても耐熱鋼にとっても好ましい重要
な添加元素であって、安定なオーステナィトをつくり、
鋼の鋤性を向上させる。
な添加元素であって、安定なオーステナィトをつくり、
鋼の鋤性を向上させる。
40%より多く存在させても高価になるだけで意味がな
い。
い。
Mo:4.0%以下
Cr系ステンレス鋼では非酸化性雰囲気に対する耐食i
性を改善する。
性を改善する。
Cr−Nj系ステンレス鋼に対しても受動態を強化する
。また耐熱鋼では高温強さを向上する。しかし多量のM
oを含有すると耐食性、高温強さが劣化するため4.0
%以下とする。W:0.5%以下、Ti:2.0%以下
、V:2.0%以下しNb:1.5%以下:いずれも炭
化物をつくって析出硬化し、強度を向上させる。
。また耐熱鋼では高温強さを向上する。しかし多量のM
oを含有すると耐食性、高温強さが劣化するため4.0
%以下とする。W:0.5%以下、Ti:2.0%以下
、V:2.0%以下しNb:1.5%以下:いずれも炭
化物をつくって析出硬化し、強度を向上させる。
Ti、Nbはさらに粒界腐食の防止にも有効である。し
かし、上記限界を超えると、いずれも快肖UI性、熱間
加工性、轍性を低下させる。REM:0.5%以下 強度向上に役立つ。
かし、上記限界を超えると、いずれも快肖UI性、熱間
加工性、轍性を低下させる。REM:0.5%以下 強度向上に役立つ。
ただし多量では熱間加工性にとってマイナスとなる。A
I:2.0%以下 鋼製品の表面にきわめて安定な酸化物保護被膜を形成し
て、耐スケール性を向上させる。
I:2.0%以下 鋼製品の表面にきわめて安定な酸化物保護被膜を形成し
て、耐スケール性を向上させる。
また耐熱鋼においては、クリープ被断強さを著しく向上
させる。ただし量が多すぎると、造塊時の湯流れが悪く
製造性を阻害し、また決削性にも有害となる。Co:2
5%以下 高温強度を高める上で顕著な効果があり、耐熱鋼におい
て多量に使用する。
させる。ただし量が多すぎると、造塊時の湯流れが悪く
製造性を阻害し、また決削性にも有害となる。Co:2
5%以下 高温強度を高める上で顕著な効果があり、耐熱鋼におい
て多量に使用する。
もっとも快削性にとってはむしろ有害であるから、含有
量は制約を受ける。B:0。
量は制約を受ける。B:0。
05%以下
粒界にホウ化物として析出し、熱間強度を増す。
結晶微細化にも有効である。しかし、多すぎると熱間加
工性、快削性、袷間鍛造性を低減する。Zr:2.0%
以下 熱間強度、結晶粒の微細化の両方に有効な点はBと同じ
である。
工性、快削性、袷間鍛造性を低減する。Zr:2.0%
以下 熱間強度、結晶粒の微細化の両方に有効な点はBと同じ
である。
これもあまり多く加えると快削性を低くする。N:0.
80%以下オーステナィト鋼の耐力を上昇させ、高温強
度を高める。
80%以下オーステナィト鋼の耐力を上昇させ、高温強
度を高める。
一方、過大になると低温靭‘性を害する。Ta:1.5
%以下 耐酸化性と高温強度の向上に役立つ。
%以下 耐酸化性と高温強度の向上に役立つ。
しかし多量の存在は冷間鍛造性、挟削性の双方に不利益
である。Cu;7.0%以下 非酸化性雰囲気に対する耐食性を改善するが、あまり大
量に加えると熱間加工性によくない。
である。Cu;7.0%以下 非酸化性雰囲気に対する耐食性を改善するが、あまり大
量に加えると熱間加工性によくない。
本発明の冷間鍛造性のすぐれた決削鋼は、被削性を一層
高めることを希望する場合には、Pb:0.30%以下
、Se:0.30%以下、Ca:0.06%以下または
Bj:0.30%以下の1種または2種以上を添加する
と効果がある。
高めることを希望する場合には、Pb:0.30%以下
、Se:0.30%以下、Ca:0.06%以下または
Bj:0.30%以下の1種または2種以上を添加する
と効果がある。
添加量の限界は、冷間鍛造性、強度、耐食性あるいは耐
熱性といった諸特性への影響を考慮して定めたものであ
る。これらは、もちろん上記の各添加元素と併用するこ
ともできる。以上記述した本発明の袷間鍛造性のすぐれ
た快削鋼を製造する第1のポイントは、成分の適確な調
整にある。
熱性といった諸特性への影響を考慮して定めたものであ
る。これらは、もちろん上記の各添加元素と併用するこ
ともできる。以上記述した本発明の袷間鍛造性のすぐれ
た快削鋼を製造する第1のポイントは、成分の適確な調
整にある。
まず、炉内でSを除く快削性付与元素以外の合金成分の
含有量を所定の値に調節した溶鋼を用意する。0合量の
規制は、真空脱ガスなどの既存の方法により行なうこと
ができる。
含有量を所定の値に調節した溶鋼を用意する。0合量の
規制は、真空脱ガスなどの既存の方法により行なうこと
ができる。
次に、炉、取りなべあるいは夕ンディシュ中にあるこの
溶鋼に、Te/S20.04の条件をみたすようにTe
を添加して、均一に分散させればよい。Teの添加は、
注入管中で行なうこともできる。Pb、Se、Caまた
はBiを添加する場合は、Teの添加とともに、または
Te添加の前後に行なえばよい。Te(および場合によ
ってはさらに別の快削性付与元素)の添加に際して、主
として酸化物系介在物である大型の非金属介在物をでき
るだけ除去することが望ましく、この目的には、炉、取
りなべまたはタンディシュ内の溶鋼中にアルゴンのよう
な非酸化性のガスを導入して強制縄拝することが効果的
である。
溶鋼に、Te/S20.04の条件をみたすようにTe
を添加して、均一に分散させればよい。Teの添加は、
注入管中で行なうこともできる。Pb、Se、Caまた
はBiを添加する場合は、Teの添加とともに、または
Te添加の前後に行なえばよい。Te(および場合によ
ってはさらに別の快削性付与元素)の添加に際して、主
として酸化物系介在物である大型の非金属介在物をでき
るだけ除去することが望ましく、この目的には、炉、取
りなべまたはタンディシュ内の溶鋼中にアルゴンのよう
な非酸化性のガスを導入して強制縄拝することが効果的
である。
この操作はTeの添加に先立って行なうこともできるし
、またTeを添加しつつ行なってもよい。製造の第2の
ポイントは、前述した硫化物系介在物の形態および分布
の条件がみたされるようなすなわち比較的大型の介在物
のうち極端に線状に展伸されていないものが大部分を占
める結果となるような素材製造手段の採用にある。
、またTeを添加しつつ行なってもよい。製造の第2の
ポイントは、前述した硫化物系介在物の形態および分布
の条件がみたされるようなすなわち比較的大型の介在物
のうち極端に線状に展伸されていないものが大部分を占
める結果となるような素材製造手段の採用にある。
この観点からすれば、連続鋳造法は好ましいインゴット
製造手段ということができ、一方、冷間引抜のような介
在物の展伸を結果するような加工手段は避けなければな
らない。この事実もまた、後に実例をもって示す。本発
明によれば、耐食性を要求されるステンレス鋼あるいは
高温強度を要求される耐熱鋼の分野において、これらの
性質を何ら損うことなくすぐれた冷間鍛造性を有する快
削鋼が与えられる。
製造手段ということができ、一方、冷間引抜のような介
在物の展伸を結果するような加工手段は避けなければな
らない。この事実もまた、後に実例をもって示す。本発
明によれば、耐食性を要求されるステンレス鋼あるいは
高温強度を要求される耐熱鋼の分野において、これらの
性質を何ら損うことなくすぐれた冷間鍛造性を有する快
削鋼が与えられる。
すなわち、ステンレス鋼および耐熱鋼において、従来は
困難とされていた快削性と冷間鍛造性の両立が実現した
わけである。従って、これら鋼の従来からの各種用途へ
の使用が著しく容易になるばかりでなく、加工技術上の
制約から未だ試みられていなかった用途へのこれら鋼材
の使用も可能となる。実施例 1 (ステンレス鋼) 塩基性耐火物の内張りをした電気炉を用いて、種々の化
学組成のステンレス鋼を藩製した。
困難とされていた快削性と冷間鍛造性の両立が実現した
わけである。従って、これら鋼の従来からの各種用途へ
の使用が著しく容易になるばかりでなく、加工技術上の
制約から未だ試みられていなかった用途へのこれら鋼材
の使用も可能となる。実施例 1 (ステンレス鋼) 塩基性耐火物の内張りをした電気炉を用いて、種々の化
学組成のステンレス鋼を藩製した。
諸成分の調整は、Teをはじめとする快削性付与元素を
除く合金元素を炉内で所定量にしたのち、Teを溶鋼中
のS量に応じて取りなべ中で添加し、さらに若干の場合
はPb、Se、Biおよび(または)Taをも添加し、
均一に分散させた。成分調整の済んだ溶鋼は下注法によ
り造擁したのち、直径60肌の丸榛に、圧延または鍛造
した。一部のものはさらに冷間引抜き加工を施した。各
供許村の組成を第1表に示す。供試材番号の末尾が1〜
4のものは本発明に従った例であり、記号AまたはBの
ものは比較例である。なお、3一Aは冷間引抜き加工を
施したものである。第 1 表前記の供試材丸棒から試
験片を採取し、下記のような試験を行なった。
除く合金元素を炉内で所定量にしたのち、Teを溶鋼中
のS量に応じて取りなべ中で添加し、さらに若干の場合
はPb、Se、Biおよび(または)Taをも添加し、
均一に分散させた。成分調整の済んだ溶鋼は下注法によ
り造擁したのち、直径60肌の丸榛に、圧延または鍛造
した。一部のものはさらに冷間引抜き加工を施した。各
供許村の組成を第1表に示す。供試材番号の末尾が1〜
4のものは本発明に従った例であり、記号AまたはBの
ものは比較例である。なお、3一Aは冷間引抜き加工を
施したものである。第 1 表前記の供試材丸棒から試
験片を採取し、下記のような試験を行なった。
‘1} 硫化物系介在物の形態および分布丸棒から圧延
または鍛造の方向に平行に顕微鏡用試料を切り出し、研
摩して鏡検した。
または鍛造の方向に平行に顕微鏡用試料を切り出し、研
摩して鏡検した。
一定の視野内にみえる硫化物系介在物中、長径2仏以上
のもの200個について長短径の比を測定し、その平均
値L/Sおよび長短蓬比が10以内のものが占める個数
基準の割合R(%)を算出した。第2表にこれらの値を
示す。
のもの200個について長短径の比を測定し、その平均
値L/Sおよび長短蓬比が10以内のものが占める個数
基準の割合R(%)を算出した。第2表にこれらの値を
示す。
‘2} 冷間鍛造性
径60肌の丸棒の中心部を除く部分から、直径9肋t長
さ12側の試験片を切り出し、熱処理を行なってから、
直径8脚、長さ12肋に研摩仕上げし、冷間アプセット
試験を各30回行ない、それぞれの限界ひずみの平均値
を求めた。
さ12側の試験片を切り出し、熱処理を行なってから、
直径8脚、長さ12肋に研摩仕上げし、冷間アプセット
試験を各30回行ない、それぞれの限界ひずみの平均値
を求めた。
ここで、限界ひずみは、ln著
(HO;12側
H:圧縮ワレ発生時の試料長さ、側)
であらわされる。
その値を、熱処理の条件とともに第2表に示す。
また、18Cr−鮒j系ステンレス鋼において、105
0qC×1時間、水冷の熱処理を施した場合の限界ひず
みの値と、大型の硫化物系介在物の形態および分布との
関係を図面に示す。
0qC×1時間、水冷の熱処理を施した場合の限界ひず
みの値と、大型の硫化物系介在物の形態および分布との
関係を図面に示す。
第2表および図面のグラフから、本発明によれば比較例
より最高1.3音の限界ひずみの向上が実現することが
わかる。‘31 被削性 径6仇帆の丸棒に熱処理を加えたのち黒皮を除去して、
下記の条件で切削試験に供した。
より最高1.3音の限界ひずみの向上が実現することが
わかる。‘31 被削性 径6仇帆の丸棒に熱処理を加えたのち黒皮を除去して、
下記の条件で切削試験に供した。
(60分寿命切削速度)
寿命判定 フランク摩耗 VB=0.2側切削試験の結
果を第2表にあわせて示す。
果を第2表にあわせて示す。
本発明によるときは被削性も大幅に改善されることが確
認できた。【41 耐食性 径6仇奴の丸棒から直径15側、長さ2仇肋の試験片を
切出し、成分に対応する熱処理を施した後、研摩仕上げ
した。
認できた。【41 耐食性 径6仇奴の丸棒から直径15側、長さ2仇肋の試験片を
切出し、成分に対応する熱処理を施した後、研摩仕上げ
した。
この試験片を1%の塩酸水溶液中に20午Cで6時間浸
潰した後の腐食減量を測定した。
潰した後の腐食減量を測定した。
その結果を、やはり第2表に示す。
本発明の鋼の耐食性は比較例とほぼ同一である。第 2
表 実施例 2 (耐熱鋼) 例1と同様な方法で、種々の化学組成の耐熱鋼を溶製し
、直径6仇吻の丸棒を得た。
表 実施例 2 (耐熱鋼) 例1と同様な方法で、種々の化学組成の耐熱鋼を溶製し
、直径6仇吻の丸棒を得た。
各供試材の組成を第3表に示す。
第1表と同様に、供試村番号の末尾が数字1〜4のもの
は本発明の例であり「記号AまたはBのものは比較例で
ある。13一Aは冷間引抜き加工を施したものである。
は本発明の例であり「記号AまたはBのものは比較例で
ある。13一Aは冷間引抜き加工を施したものである。
第 3 表
前記の供試材丸棒から試験片を採取し、下記の試験を行
なった。
なった。
{1’ 硫化物系介在物の形態および分布■ 冷間鍛造
性 (3’被削性 以上については実施例1と同じ試験法を採取し、同様な
結果を得た。
性 (3’被削性 以上については実施例1と同じ試験法を採取し、同様な
結果を得た。
‘4} 高温強度
径6物肋の丸棒の中心部を除き外周部から熱間引張り試
験片を切り出し、熱処理を加えたのち、平行部直径肌肌
こ仕上げ加工し、800qoにおける引張り強さおよび
絞り試験を行なった。
験片を切り出し、熱処理を加えたのち、平行部直径肌肌
こ仕上げ加工し、800qoにおける引張り強さおよび
絞り試験を行なった。
結果を、上記(11〜【3’の試験の結果とともに第4
表に掲げる。本発明による耐熱鋼は、比較例とくるべて
ほとんど同一の高温強度と絞り特性を有することが表か
らわかる。聡 船
表に掲げる。本発明による耐熱鋼は、比較例とくるべて
ほとんど同一の高温強度と絞り特性を有することが表か
らわかる。聡 船
図面は18Cr−棚jスチレン鋼であってTe−Sによ
り快削性を与えたものについてアプセツト試験を行なっ
たときの、硫化物系介在物の形態および分布と袷間鍛造
性との関係をあらわすグラフである。 グラフの横軸は長径2仏以上の比較的大型の硫化物系介
在物の長径/短径の比が10以内のものの全硫化物系介
在物中に占める個数基準での割合(%)であり、縦軸は
冷間鍛造性のめやすとなる限界ひずみの値である。
り快削性を与えたものについてアプセツト試験を行なっ
たときの、硫化物系介在物の形態および分布と袷間鍛造
性との関係をあらわすグラフである。 グラフの横軸は長径2仏以上の比較的大型の硫化物系介
在物の長径/短径の比が10以内のものの全硫化物系介
在物中に占める個数基準での割合(%)であり、縦軸は
冷間鍛造性のめやすとなる限界ひずみの値である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 1 C:2.0%以下、Si:5.0%以下、Mn:2
0.0%以下、Cr:7.5〜30.0%、S:0.4
%以下およびTe:0.5%以下を含有し(ただしTe
/Sの重量比は0.04以上)、O:0.015%以下
であって、残余が実質的にFeからなる組成を有し、そ
の中に存在する硫化物系介在物であって長径が2μ以上
の比較的大型のものはその少なくとも80%が長短径比
が10以下であることを特徴とする冷間鍛造性のすぐれ
た快削鋼。 2 C:2.0%以下、Si:2.0%以下、Mn:1
0%以下、Cr:10〜30%、S:0.4%以下およ
びTe:0.5%以下を含有し、O:0.015%以下
であって、残余が実質的にFeからなる組成を有し、T
e/Sの重量比および硫化物系介在物の形状が前記の特
徴を有するステンレス鋼である特許請求の範囲第1項の
冷間鍛造性のすぐれた快削鋼。 3 C:1.0%以下、Si:5.0%以下、Mn:2
0.0%以下、Cr:7.5〜30.0%、S:0.4
%以下およびTe:0.05%以下を含有し、O:0.
015%以下であって、残余が実質的にFeからなる組
成を有し、Te/Sの重量比および硫化物系介在物の形
状が前記の特徴を有する耐熱鋼である特許請求の範囲第
1項の冷間鍛造性のすぐれた快削鋼。 4 C:2.0%以下、Si:5.0%以下、Mn:2
0.0%以下、Cr:7.5〜30.0%、S:0.4
%以下およびTe:0.5%以下を含有し(ただしTe
/Sの重量比は0.04以上)、O:0.015%以下
であって、さらに下記の少なくともひとつのグループの
添加元素を含有し、Ni:40%以下、 Mo:4.0%以下、 W:5.0%以下、Ti:2.0%以下、V:2.0%
以下、Nb:1.5%以下またはREM(希土類金属)
:0.5%以下の1種または2種以上、Al:2.0%
以下、 Co:25%以下、 B:0.05%以下、N:0.08%以下またはZr:
2%以下の1種または2種以上Ta:1.5%以下、な
らびに Cu:7%以下、 残余が実質的にFeからなる組成を有し、その中に存在
する硫化物系介在物であって長径が2μ以上の比較的大
型のものはその少なくとも80%が長短径比10以下で
あることを特徴とする冷間鍛造性のすぐれた快削鋼。 5 C:2.0%以下、Si:5.0%以下、Mn:2
0.0%以下、Cr:7.5〜30.0%、S:0.4
%以下およびTe:0.5%以下を含有し(ただしTe
/Sの重量比は0.04以上)、O:0.015%以下
であって、さらに下記の少なくともひとつのグループの
添加元素を含有し、Ni:40%以下、 Mo:4.0%以下、 W:5.0%以下、Ti:2.0%以下、V:2.0%
以下、Nb:1.5%以下またはREM(希土類金属)
:0.5%以下の1種または2種以上、Al:2.0%
以下、 Co:25%以下、 B:0.05%以下、N:0.80%以下またはZr:
2%以下の1種または2種以上Ta:1.5%以下、な
らびに Cu:7%以下、 かつ、Pb:0.3%以下、Se:0.3%以下、Ca
:0.06%以下またはBi:0.3%以下の1種また
は2種以上をも含有し、残余が実質的にFeからなる組
成を有し、その中に存在する硫化物系介在物であって長
径が2μ以上の比較的大型のものはそれの少なくとも8
0%が長短径比10以下であることを特徴とする冷間鍛
造性のすぐれた快削鋼。
Priority Applications (4)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP5971279A JPS60427B2 (ja) | 1979-05-17 | 1979-05-17 | 冷間鍛造性のすぐれた快削鋼 |
US06/149,939 US4434006A (en) | 1979-05-17 | 1980-05-14 | Free cutting steel containing controlled inclusions and the method of making the same |
FR8010823A FR2456785A1 (fr) | 1979-05-17 | 1980-05-14 | Acier de decolletage contenant des inclusions determinees et un procede de sa preparation |
DE19803018537 DE3018537A1 (de) | 1979-05-17 | 1980-05-14 | Kontrollierte einschluesse enthaltender automatenstahl und verfahren zu seiner herstellung |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP5971279A JPS60427B2 (ja) | 1979-05-17 | 1979-05-17 | 冷間鍛造性のすぐれた快削鋼 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS55152158A JPS55152158A (en) | 1980-11-27 |
JPS60427B2 true JPS60427B2 (ja) | 1985-01-08 |
Family
ID=13121085
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP5971279A Expired JPS60427B2 (ja) | 1979-05-17 | 1979-05-17 | 冷間鍛造性のすぐれた快削鋼 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPS60427B2 (ja) |
Families Citing this family (14)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS58185741A (ja) * | 1982-04-23 | 1983-10-29 | Aichi Steel Works Ltd | 高温耐食性合金 |
JPS5953663A (ja) * | 1982-09-22 | 1984-03-28 | Kubota Ltd | 耐浸炭性と高温クリ−プ破断強度にすぐれた耐熱鋳鋼 |
JPS5953660A (ja) * | 1982-09-22 | 1984-03-28 | Kubota Ltd | 耐浸炭性と高温クリ−プ破断強度にすぐれた耐熱鋳鋼 |
JPS5953664A (ja) * | 1982-09-22 | 1984-03-28 | Kubota Ltd | 耐浸炭性と高温クリ−プ破断強度にすぐれた耐熱鋳鋼 |
JPS5953662A (ja) * | 1982-09-22 | 1984-03-28 | Kubota Ltd | 耐浸炭性と高温クリ−プ破断強度にすぐれた耐熱鋳鋼 |
JPS62274057A (ja) * | 1986-05-20 | 1987-11-28 | Aichi Steel Works Ltd | 冷間鍛造用軟磁性ステンレス鋼 |
JP2700790B2 (ja) * | 1986-05-29 | 1998-01-21 | 愛知製鋼株式会社 | 冷間鍛造用軟磁性ステンレス鋼 |
JPS648248A (en) * | 1987-06-30 | 1989-01-12 | Aichi Steel Works Ltd | Electromagnet alloy having excellent magnetic responsiveness |
AT393387B (de) * | 1989-10-23 | 1991-10-10 | Boehler Gmbh | Kaltarbeitsstahl mit hoher druckfestigkeit und verwendung dieses stahles |
JP4985941B2 (ja) | 2004-04-19 | 2012-07-25 | 日立金属株式会社 | 高Cr高Niオーステナイト系耐熱鋳鋼及びそれからなる排気系部品 |
US20070025873A1 (en) * | 2005-07-29 | 2007-02-01 | Magee John H Jr | Corrosion-resistant, cold-formable, machinable, high strength, martensitic stainless steel |
JP5135918B2 (ja) * | 2006-10-03 | 2013-02-06 | 大同特殊鋼株式会社 | マルテンサイト系快削ステンレス鋼 |
DE102009010473A1 (de) * | 2009-02-26 | 2010-11-18 | Federal-Mogul Burscheid Gmbh | Stahlwerkstoffzusammensetzung zur Herstellung von Kolbenringen und Zylinderlaufbuchsen |
JP6194696B2 (ja) * | 2013-08-27 | 2017-09-13 | 大同特殊鋼株式会社 | マルテンサイト系Bi快削ステンレス鋼 |
-
1979
- 1979-05-17 JP JP5971279A patent/JPS60427B2/ja not_active Expired
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JPS55152158A (en) | 1980-11-27 |
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