PL198598B1 - Konstrukcyjna stal maszynowa oraz sposób wytwarzania konstrukcyjnej stali maszynowej - Google Patents

Konstrukcyjna stal maszynowa oraz sposób wytwarzania konstrukcyjnej stali maszynowej

Info

Publication number
PL198598B1
PL198598B1 PL349381A PL34938101A PL198598B1 PL 198598 B1 PL198598 B1 PL 198598B1 PL 349381 A PL349381 A PL 349381A PL 34938101 A PL34938101 A PL 34938101A PL 198598 B1 PL198598 B1 PL 198598B1
Authority
PL
Poland
Prior art keywords
steel
alloy
sulfide
free
inclusive
Prior art date
Application number
PL349381A
Other languages
English (en)
Other versions
PL349381A1 (en
Inventor
Yosuke Shindo
Hiroshi Yaguchi
Takehiro Tsuchida
Koichi Sakamoto
Masato Kaiso
Masami Somekawa
Ikuo Hoshikawa
Sei Kimura
Original Assignee
Kobe Steel Ltd
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Kobe Steel Ltd filed Critical Kobe Steel Ltd
Publication of PL349381A1 publication Critical patent/PL349381A1/xx
Publication of PL198598B1 publication Critical patent/PL198598B1/pl

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21C—PROCESSING OF PIG-IRON, e.g. REFINING, MANUFACTURE OF WROUGHT-IRON OR STEEL; TREATMENT IN MOLTEN STATE OF FERROUS ALLOYS
    • C21C7/00—Treating molten ferrous alloys, e.g. steel, not covered by groups C21C1/00 - C21C5/00
    • C21C7/0006—Adding metallic additives
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21C—PROCESSING OF PIG-IRON, e.g. REFINING, MANUFACTURE OF WROUGHT-IRON OR STEEL; TREATMENT IN MOLTEN STATE OF FERROUS ALLOYS
    • C21C7/00—Treating molten ferrous alloys, e.g. steel, not covered by groups C21C1/00 - C21C5/00
    • C21C7/04—Removing impurities by adding a treating agent
    • C21C7/064—Dephosphorising; Desulfurising
    • C21C7/0645—Agents used for dephosphorising or desulfurising
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Treatment Of Steel In Its Molten State (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)

Abstract

1. Konstrukcyjna stal maszynowa o ulepszonym usuwaniu wióra i ulepszonych w lasciwo sciach mechanicznych, zawieraj aca wtr acenia typu siarczkowego, znamienna tym, ze wtr acenia typu siarcz- kowego zawieraj a cz astki o wi ekszych osiach, nie krótszych ni z 5 µm, maj ace sredni wspó lczynnik kszta ltu nie wi ekszy ni z 5,2 oraz zawieraj a gruboziarniste cz astki wtr ace n typu siarczkowego tak, ze spe lniona jest zale zno sc a/b = 0,25 gdzie a oznacza liczb e cz astek wtr ace n typu siarczkowego o wi ekszych osiach, nie krótszych ni z 20 µm, za s b oznacza liczb e cz astek wtr ace n typu siarczkowego o wi ekszych osiach, nie krót- szych ni z 5 µm, przy czym stal zawiera, w procentach wagowych, 0,01-0,7% C, 0,01-2,5% Si, 0,1-3% Mn, 0,01- -0,16% S, nie wi ecej ni z 0,05% P (0% w lacznie), nie wi ecej ni z 0,1% Al (0% w lacznie) i nie wi ecej ni z 0,02% Mg (0% nie w lacznie). PL PL PL PL PL

Description

Opis wynalazku
Przedmiotem wynalazku jest konstrukcyjna stal maszynowa oraz sposób jej wytwarzania, przy czym wymieniona stal nadaje się, jako surowiec do wytwarzania części maszyn przemysłowych, samochodów i urządzeń elektrycznych przez obróbkę skrawaniem. W szczególności wynalazek ten dotyczy konstrukcyjnej stali maszynowej i sposobu wytwarzania jej, przy czym stal ta ma lepsze właściwości, jeśli chodzi o usuwanie wióra i właściwości mechaniczne pomimo braku zawartości ołowiu (Pb), jako składnika polepszającego obrabialność.
Dobra obrabialność jest wymagana od stali, z której wytwarza się części maszyn przemysłowych, samochodów i urządzeń elektrycznych przez obróbkę skrawaniem. Konwencjonalny sposób polepszenia obra-bialności konstrukcyjnej stali maszynowej na takie części polega na wprowadzeniu do stali ołowiu (Pb) lub siarki (S), jako składnika polepszającego obrabialność. Wiadomo, że ołów (Pb) nawet w niewielkiej ilości znacznie polepsza obrabialność.
Japońskie wyłożenie patentowe nr 205453/1984 opisuje stal automatową, która zawiera w połączeniu S, Te, Pb i Si. Stal ta charakteryzuje się specyficznymi wtrąceniami. Zawiera ona wtrącenia typu MnS, takie, że wtrącenia o stosunku większej osi do mniejszej osi, który jest mniejszy niż 5, stanowią więcej niż 50% wszystkich wtrąceń tego typu. Stal ta zawiera również wtrącenia typu tlenkowego, takie, że zawartość AI2O3 wynosi nie więcej niż 15% całości tych wtrąceń.
Również japońskie wyłożenie patentowe nr 23970/1987 przedstawia stal automatową, która bazuje na stali niskowęglowej wytworzonej w procesie odlewania ciągłego i zawierającej siarkę oraz ołów. Stal taka zawiera C, Mn, P, S, Pb, O, Si oraz Al w specyficznych ilościach, a ponadto zawiera wtrącenia typu MnS o specyficznych średnich wymiarach i wtrącenia typu siarczkowego (niepołączone z tlenkami) w określonym stosunku.
Wymienione powyżej publikacje dotyczą stali automatowej z ołowiem i siarką zawartymi łącznie. W przemyśle stalowym występuje tendencja do unikania stosowania ołowiu ze względu na problem skażenia środowiska ołowiem, stanowiący pilne wyzwanie społeczne. Prowadzone są aktywne badania nad ulepszeniem obrabialności bez stosowania ołowiu.
Japońskie wyłożenie patentowe nr 87179/2000 opisuje stal węglową lub stal stopowana konstrukcje maszyn, która zawiera łącznie Ca, Mg i metal ziem rzadkich w celu polepszenia odporności na ścieranie i oddzielania wióra, co jest pożądane przy obróbce skrawaniem za pomocą narzędzi z węglików spiekanych. Jednakże wspomniano jedynie o składzie wtrąceń typu siarczkowego a nie wspomniano o rozmiarach wtrąceń typu siarczkowego, co ma decydujący wpływ na obrabialność i właściwości mechaniczne.
Japońskie wyłożenie patentowe nr 188853/1995 opisuje stal do nawęglania, przeznaczoną na koła zębate, która ma 0, 0015-0,0350% całkowitej zawartości magnezu oprócz takich podstawowych składników jak C, Si, Mn, Cr, P, S i całkowita zawartość tlenu. Podano, że Mg dodany do stali łączy się z AI2O3 tworząc MgOAI2O3 lub MgO z powstaniem wtrąceń tlenkowych (głównie tlenek glinowy) drobnoziarnistych, które powodują zmniejszenie ciągliwości (na skutek MnS) i polepszenie powierzchniowej wytrzymałości zmęczeniowej oraz wytrzymałości zmęczeniowej przy zginaniu zębów. Jednakże nie wspomniano o polepszeniu udarności (w kierunku bocznym) i obrabialności.
Japońskie wyłożenie patentowe nr 238342/1995 opisuje stal do nawęglania o dużej wytrzymałości na koła zębate, która charakteryzuje się zawartością tlenków i siarczków (podawaną w liczbie cząstek), spełniającą następujące warunki.
liczba cząstek (MgO + MgOAI2O3)
...............................................> 0,80 (1) całkowita liczba tlenków liczba cząstek (MmMg)S
0,20 <.........................................< 0,70 (2) całkowita liczba siarczków
Stal ta stanowi ulepszenie wobec stali opisanej w japońskim wyłożeniu patentowym nr 188853/1995, wspomnianym powyżej. W publikacji tej podano, że tlenki i siarczki w ilościach określonych przez wzory (1) i (2) powyżej znacznie polepszają powierzchniową wytrzymałość zmęczeniową
PL 198 598 B1 i wytrzymałość zmęczeniową przy zginaniu zębów. Jednakże7 nic nie wspomniano o polepszeniu obrabialności i udarności w kierunku bocznym.
Wiadomo również, że poza stalą automatową wtrącenia tlenkowe, zwłaszcza wtrącenia z tlenku glinowego (AI2O3), powodują w stali takie szkodliwe zjawiska jak pękanie drutów w kordzie opon samochodowych, zmęczenie walcownicze w przypadku prętów ze stali łożyskowej i pękanie podczas wytwarzania puszek z cienkiej blachy stalowej przeznaczonej do procesu Dl. W celu uniknięcia tych szkodliwych zjawisk przeprowadzono kilka prób zmniejszenia ilości wtrąceń typu tlenku glinowego.
Jednym sposobem, opisanym w patencie japońskim nr 2140282, jest przykładowo dodanie stopu magnezu do roztopionej stali zawierającej Si, Mn, Al i C, przez co uniemożliwia się wzrost ziaren AI2O3 w stali przez agregacją. Magnez dodany do roztopionej stali przetwarza AI2O3 w MgOAI2O3 w postaci drobnych cząstek niemających szkodliwego wpływu na stal.
Ponadto, japońskie wyłożenie patentowe nr 225822/1996 przedstawia ulepszenie stali zawierającej Al i S przez kolejne dodawanie Ca i Mg. Dodatki te przetwarzają wtrącenia z tlenku glinowego w stali w podwójny tlenek (CaO'AI2O3) lub potrójny tlenek (CaOWI2O<MgO), który ma niższą temperaturę topnienia. Dokładniej mówiąc, po dodaniu Ca i Mg do roztopionej stali wtrącenia takie jak AI2O3 i CaS, które powodują zatykanie dysz, zmieniają się w złożone tlenki posiadające niższą temperaturę topnienia niż 12CaO7AI2O3 bez tworzenia znacznej ilości CaS. Stal zmodyfikowana w ten sposób nie ma właściwości zatykania dyszy. Wymieniony wyżej sposób stosuje się wobec stali uspokojonej Al, by zapobiec wzrostowi ziaren AI2O3 na skutek agregacji. Roztopiona stal zawiera już, zatem Al przed wprowadzeniem Mg.
Ponadto, w patencie japońskim nr 2684307 opisano sposób skutecznego uniemożliwiania agregacji AI2O3 w roztopionej stali przez dodanie stopu Mg-AI do roztopionej stali zawierającej Si, Mn i C. Dodanie Mg i Al równocześnie w postaci stopu umożliwia wydajne i szybkie reakcje. W rezultacie uzyskuje się polepszoną wydajność na jednostkę ilości dodanego magnezu. Niestety, magnez łatwo paruje i na skutek tego nie pozostaje w takiej ilości jak Al w roztopionej stali, gdy równocześnie dodaje się Mg i Al. W konsekwencji istnieje większa skłonność do występowania AI2O3, przez co powstaje stan bardzo podobny do tego, który byłby gdyby Al wprowadzano najpierw. Inaczej mówiąc, Mg dodany równocześnie z Al nie jest tak skuteczny, jeśli chodzi o rozpraszanie wtrąceń w postaci drobnych cząstek.
Jak wspomniano powyżej próby przeprowadzone w celu polepszenia obrabialności polegają głównie na kontrolowaniu wielkości i kształtu wtrąceń typu siarczkowego (takich jak MnS) w stali węglowej o zwiększonej zawartości siarki. Jednakże nie otrzymano żadnej stali automatowej porównywalnej ze stalą węglową zawierającą ołów. Ponadto każda próba kontrolowania wielkości i kształtu wtrąceń typu siarczkowego powoduje wydłużenie cząstek MnS, ponieważ metal podstawowy (stal) podlega odkształceniu plastycznemu podczas walcowania lub kucia. Podłużne cząstki MnS powodują mechaniczną anizotropię, na skutek czego stal ma mniejszą udarność w jednym kierunku niż w innych kierunkach.
Obecnie obrabialność określa się przez (1) opór skrawania, (2) żywotność noża, (3) chropowatość wykończonej powierzchni oraz (4) usuwanie wióra. W przeszłości przywiązywano wagę do drugiego i trzeciego punktu. Ostatnio jednak ważny stał się czwarty punkt z punktu widzenia wydajności obróbki i bezpieczeństwa, gdy pospolicie stosuje się obróbkę automatyczną lub bez obsługi ze strony człowieka. Usuwanie wióra jest to zdolność stali do dawania małych wiórów po skrawaniu. Przy słabym usuwaniu wióra podczas obróbki powstają długie zwinięte wióry oplatające narzędzie skrawające. Pod względem usuwania wióra konwencjonalna stal automatowa zawierająca ołów jest zadowalająca. Jednakże nie ma jeszcze stali bezołowiowej o dobrym usuwaniu wióra.
Przedmiotowy wynalazek opracowano w celu rozwiązania wymienionych wyżej problemów. Celem przedmiotowego wynalazku jest opracowanie konstrukcyjnej stali maszynowej i sposobu wytwarzania jej, przy czym stal ta powinna charakteryzować się lepszym usuwaniem wióra i lepszymi właściwościami mechanicznymi pomimo tego, że zasadniczo nie zawiera ołowiu.
Według wynalazku, konstrukcyjna stal maszynowa o ulepszonym usuwaniu wióra i ulepszonych właściwościach mechanicznych, zawierająca wtrącenia typu siarczkowego, charakteryzuje się tym, że wtrącenia typu siarczkowego zawierają cząstki o większych osiach, nie krótszych niż 5 pm, mające średni współczynnik kształtu nie większy niż 5,2 oraz zawierają gruboziarniste cząstki wtrąceń typu siarczkowego tak, że spełniona jest zależność a/b < 0,25 gdzie a oznacza liczbę cząstek wtrąceń typu siarczkowego o większych osiach, nie krótszych niż 20 pm, zaś b oznacza liczbę cząstek wtrąceń typu siarczkowego o większych osiach, nie krótszych niż 5 pm,
PL 198 598 B1 przy czym stal zawiera, w procentach wagowych, 0,01-0,7% C, 0,01-2,5% Si, 0,1-3% Mn, 0,01-0,16% S, nie więcej niż 0,05% P (0% włącznie), nie więcej niż 0,1% Al (0% włącznie) i nie więcej niż 0,02% Mg (0% nie włącznie).
Korzystnie, stal zawiera 0,01-0,7% C, 0,01-2,5% Si, 0,1-3% Mn, 0,01-0,16% S, nie więcej niż 0,05% P (0% włącznie), nie więcej niż 0,1% Al (0% włącznie) nie więcej niż 0,02% Mg (0% nie włącznie) oraz nie więcej niż 0,02% Ca (0% włącznie).
Korzystnie, stal zawiera 0,01-0,7% C, 0,01-2,5% Si, 0,1-3% Mn, 0,01-0,16% S, nie więcej niż 0,05% P (0% włącznie), nie więcej niż 0,1% Al (0% włącznie), nie więcej niż 0,02% Mg (0% nie włącznie) oraz nie więcej niż 0,3% Bi (0% nie włącznie).
Korzystnie, stal spełnia zależność [Mg]/[S] > 7,7 x 10-3, gdzie [ ] oznacza zawartość każdego składnika w procentach wagowych, przy czym cząstki wtrąceń typu siarczkowego o większych osiach, nie krótszych niż 50 pm, mają średni współczynnik kształtu nie większy niż 10,8 oraz a/b < 0,25, gdzie a oznacza liczbę cząstek wtrąceń typu siarczkowego o większych osiach, nie krótszych niż 20 pm, zaś b oznacza liczbę cząstek wtrąceń typu siarczkowego o większych osiach, nie krótszych niż 5 pm.
Korzystnie, stal spełnia zależność ([Mg]+[Ca])/[S] > 7,7 x 10-3, gdzie [ ] oznacza zawartość każdego składnika w procentach wagowych, przy czym cząstki wtrąceń typu siarczkowego o większych osiach, nie krótszych niż 50 (im, mają średni współczynnik kształtu nie większy niż 10,8 oraz a/b < 0,25, gdzie a oznacza liczbę cząstek wtrąceń typu siarczkowego o większych osiach, nie krótszych niż 20 pm, zaś b oznacza liczbę cząstek wtrąceń typu siarczkowego o większych osiach, nie krótszych niż 5 pm.
Według wynalazku, sposób wytwarzania konstrukcyjnej stali maszynowej, określonej powyżej, charakteryzuje się tym, że prowadzi się etap dodawania zasadniczo pozbawionego Al stopu Mg do zasadniczo pozbawionej Al roztopionej stali.
Korzystnie, prowadzi się etap dodawania Al po dodaniu stopu Mg.
Korzystnie, prowadzi się etap dodawania zasadniczo pozbawionego Al stopu Ca i późniejszy etap dodawania zasadniczo pozbawionego Al stopu Ca po dodaniu stopu Mg.
Korzystnie, prowadzi się etap dodawania Al po dodawaniu stopu Ca.
Korzystnie, prowadzi się etap dodawania zasadniczo pozbawionego Al stopu Mg i zasadniczo pozbawionego Al stopu Ca razem tyle razy ile potrzeba do zasadniczo pozbawionej Al roztopionej stali, albo też zawiera etap dodawania zasadniczo pozbawionego Al stopu Mg przed zasadniczo pozbawionym Al stopem Ca i potem dodawanie tych dwóch stopów w dowolnej kolejności tyle razy ile trzeba.
Korzystnie, prowadzi się etap dodawania Al po dodaniu stopu Mg i stopu Ca.
Korzystnie, stosuje się roztopioną stal, która jest pokryta żużlem zawierającym 15% lub więcej MgO.
Współczynnik kształtu jest zdefiniowany jako c/d, gdzie c i d odpowiednio oznaczają większą oś i mniejszą oś cząstki wtrąceń typu siarczkowego. Większa oś cząstki jest zdefiniowana, jako średnica maksymalnego okręgu opisanego na cząstce. Mniejsza oś cząstki jest definiowana, jako maksymalna szerokość cząstki mierzona w kierunku prostopadłym do średnicy maksymalnego okręgu.
Konstrukcyjna stal maszynowa według wynalazku zawiera 0,01-0,7% C, 0,01-2,5% Si, 0,1-3% Mn, 0,01-0,16% S, nie więcej niż 0,05% P (0% włącznie), nie więcej niż 0,1% Al (0% włącznie) oraz nie więcej niż 0,02% Mg (0% nie włącznie). Stal ta może dodatkowo zawierać nie więcej niż 0,02% Ca (0% włącznie) oraz nie więcej niż 0,3% Bi (0% nie włącznie).
Sposób wytwarzania konstrukcyjnej stali maszynowej obejmuje etap dodawania stopu Mg zasadniczo pozbawionego Al do roztopionej stali zasadniczo nie zawierającej Al. Proces ten może być modyfikowany tak, że po dodawaniu stopu Mg przeprowadza się dodawanie Al.
Sposób wytwarzania konstrukcyjnej stali maszynowej obejmuje również etap dodawania stopu Mg zasadniczo pozbawionego Al i następnie etap dodawania stopu Ca zasadniczo pozbawionego Al do roztopionej stali zasadniczo pozbawionej Al. Sposób ten można zmodyfikować tak, że po dodawaniu stopu Ca następuje dodawanie Al.
Ponadto, sposób wytwarzania konstrukcyjnej stali maszynowej obejmuje etap dodawania stopu Mg zasadniczo pozbawionego Al i stopu Ca zasadniczo pozbawionego Al razem tyle razy ile potrzeba do roztopionej stali zasadniczo pozbawionej Al, albo też takiego sposobu zawierającego etap dodawania stopu Mg zasadniczo pozbawionego Al wcześniej niż stopu Ca zasadniczo pozbawionego Al, a następnie dodawanie tych dwóch stopów w dowolnej kolejności tyle razy ile trzeba. Sposób ten można zmodyfikować tak, że po dodawaniu wymienionego stopu Mg i wymienionego stopu Ca przeprowadza się dodawanie Al.
PL 198 598 B1
Sposób według wynalazku może być przeprowadzany sprawnie, jeżeli roztopiona stal jest pokryta żużlem zawierającym 15% lub więcej MgO.
Na rysunku (fig. 1) przedstawiono wykres zależności pomiędzy wiązkością w kierunku poprzecznym a liczbą wiórów.
Przeprowadzono rozległe badania w celu otrzymania konstrukcyjnej stali maszynowej o lepszym usuwaniu wióra i lepszej wiązkości (lub wiązkości w kierunku poprzecznym, która jest definiowana jako udarność mierzona w kierunku prostopadłym do kierunku wydłużania stali przy walcowaniu lub kuciu). W rezultacie stwierdzono, że taką konstrukcyjną stal maszynową można otrzymać, jeżeli odpowiednio kontroluje się kształt i wielkość wtrąceń typu siarczkowego (takich jak MnS). Inaczej mówiąc, aby konstrukcyjna stal maszynowa miała lepsze usuwanie wióra pożądane jest, by wtrącenia typu siarczkowego w tej stali były dużymi cząstkami. Ponadto, by konstrukcyjna stal maszynowa miała lepszą wiązkość w kierunku poprzecznym pożądane jest, aby wtrącenia typu siarczkowego były drobnymi cząstkami kulistymi. Konstrukcyjna stal maszynowa będzie charakteryzowana obiema tymi właściwościami, jeżeli zawiera wtrącenia typu siarczkowego, które są w przybliżeniu cząstkami kulistymi o wymiarach w pewnym zakresie.
Stwierdzono, że istnieją tlenki Mg i Ca w przybliżeniu kulkowych wtrąceniach typu siarczkowego zawartych w konstrukcyjnej stali maszynowej, które mają obie wymienione wyżej właściwości. Stwierdzono również, że nie ma żadnych tlenków Mg i Ca w dużych podłużnych wtrąceniach typu siarczkowego zawartych w konstrukcyjnej stali maszynowej, o słabej wiązkości w kierunku poprzecznym. Fakt ten nasuwa przypuszczenie, że wtrącenia typu siarczkowego powstają z tlenków Mg i Ca jako zarodków i przyjmują kształt pożądany dla konstrukcyjnej stali maszynowej pod wzglądem obu wymienionych wyżej właściwości, jeżeli wymienione tlenki rozpuszczają się we wtrąceniach typu siarczkowego, by utworzyć roztwór stały.
Jeżeli konstrukcyjna stal maszynowa wytwarzana jest w taki sposób, że tlenki Mg i Ca są wytwarzane umyślnie, wynikowa stal będzie zawierała wtrącenia typu siarczkowego o żądanym kształcie i wielkości, a zatem będzie miała zarówno lepsze usuwanie wióra jak i lepszą wiązkość w kierunku poprzecznym. Właśnie na tej zasadzie oparty jest przedmiotowy wynalazek.
Tlenki Mg i Ca jako zarodki wtrąceń typu siarczkowego są umyślnie wytwarzane przez wybranie odpowiedniego czasu na dodanie Mg i Ca podczas wytwarzania stali.
Poniżej podano szczegółowy opis przedmiotowego wynalazku.
Pierwszy przykład realizacji wynalazku dotyczy konstrukcyjnej stali maszynowej, która zawiera wtrącenia typu siarczkowego takie że te cząstki wtrąceń typu siarczkowego o większych osiach nie krótszych niż 5 (im mają średni stosunek kształtu nie większy niż 5,2, a ponadto stal ta zawiera również duże cząstki wtrąceń typu siarczkowego takie, że spełniona jest następująca zależność:
a/b < 0,25 gdzie a oznacza liczbę cząstek wtrąceń typu siarczkowego o większych osiach nie krótszych niż 20 pm, a b oznacza liczbę cząstek wtrąceń typu siarczkowego o większych osiach nie krótszych niż 5 pm.
W wymienionym wyżej przykładzie realizacji cząstki wtrąceń typu siarczkowego o większych osiach nie krótszych niż 5 pm powinny mieć średni współczynnik kształtu nie większy niż 5,2, korzystnie nie większy niż 5,0, a korzystniej nie większy niż 4,5. Przy średnim współczynniku kształtu przekraczającym podaną powyżej granicę wtrącenia typu siarczkowego mają raczej wydłużony kształt a nie w przybliżeniu kulisty. Z tego powodu wynikowa konstrukcyjna stal maszynowa ma słabą wiązkość w kierunku poprzecznym. Wymieniony powyżej współczynnik kształtu nie ma żadnej określonej granicy dolnej. Inaczej mówiąc cząstki wtrąceń mogą być kuliste (współczynnik kształtu 1).
W opisanym powyżej przykładzie wykonania stosunek a/b powinien być nie większy niż 0,25, korzystnie nie większy niż 0,20. Jeżeli wartość stosunku a/b przewyższa wymienioną wyżej granicę, uzyskiwana konstrukcyjna stal maszynowa zawiera dużą liczbę gruboziarnistych wtrąceń typu siarczkowego, a zatem ma słabą wiązkość w kierunku poprzecznym. Wartość stosunku a/b nie ma żadnej granicy dolnej i może to być 0.
Przedmiotowy wynalazek nie dotyczy wtrąceń typu siarczkowego o większej osi poniżej 5 pm, ponieważ takie drobnoziarniste wtrącenia uważane są za nieposiadające znacznego wpływu na usuwanie wióra ani na wiązkość w kierunku poprzecznym.
Drugi przykład realizacji przedmiotowego wynalazku obejmuje konstrukcyjną stal maszynową, która spełnia warunek [Mg]/[S] > 7,7 x 10-3 (gdzie [ ] oznacza zawartość (% mas.) każdego składnika), przy czym te cząstki wtrąceń typu siarczkowego o większej osi nie krótszej niż 50 pm mają średni współczynnik kształtu nie większy niż 10,8, a stosunek a/b < 0,25 (gdzie a i b są określone jak powyżej).
PL 198 598 B1
We wspomnianym wyżej drugim przykładzie wykonania cząstki wtrąceń typu siarczkowego o większych osiach nie krótszych niż 50 pm powinny mieć średni współczynnik kształtu nie większy niż 10,8, korzystnie nie większy niż 10,5. Jeżeli średni współczynnik kształtu przewyższa wymienioną wyżej granicę, wtrącenia typu siarczkowego przyjmują raczej kształt podłużny zamiast kształtu w przybliżeniu kulistego. Na skutek tego uzyskiwana konstrukcyjna stal maszynowa ma słabą wiązkość w kierunku poprzecznym. Wymieniony wyżej współczynnik kształtu nie ma żadnej określonej granicy dolnej. Inaczej mówiąc cząstki wtrąceń mogą być kulkowe (współczynnik kształtu 1).
Ponadto, w wymienionym wyżej drugim przykładzie wykonania wartość [Mg]/[S] powinna być nie mniejsza niż 7,7 x 10-3, korzystnie nie mniejsza niż 1,5 x 10-2. Przy wartości mniejszej niż podana granica uzyskiwana konstrukcyjna stal maszynowa nie zawiera wystarczającej ilości tlenków magnezu, które sterują kształtem i wielkością wtrąceń typu siarczkowego, a zatem zawiera dużą liczbę gruboziarnistych wtrąceń typu siarczkowego, które pogarszają wiązkość w kierunku poprzecznym. Wartość stosunku [Mg]/[S] nie ma żadnej określonej granicy górnej. Jest ona określona przez górną granicę ilości Mg i przez dolną granicę ilości S.
Trzeci przykład realizacji przedmiotowego wynalazku obejmuje konstrukcyjną stal maszynową, która spełnia warunek ([Mg] + [Ca])/[S] > 7,7 x 10-3 (gdzie [ ] oznacza zawartość (% mas.) każdego składnika), przy czym cząstki wtrąceń typu siarczkowego o większych osiach krótszych niż 50 pm mają średni współczynnik kształtu nie większy niż 10,8 oraz a/b < 0,25 (gdzie a i b są zdefiniowane jak wyżej).
W wymienionym wyżej trzecim przykładzie realizacji wartość ([Mg] + [Ca])/[S] powinna być nie mniejsza niż 7,7 x 10-3, korzystnie nie mniejsza niż 1,5 x 10-2. Przy wartości mniejszej niż określona granica uzyskiwana konstrukcyjna stal maszynowa nie zawiera wystarczająco dużo tlenków Mg i Ca, by sterować kształtem i wielkością wtrąceń typu siarczkowego, a zatem zawiera dużą liczbę gruboziarnistych wtrąceń typu siarczkowego, które pogarszają wiązkość w kierunku poprzecznym. Wartość ([Mg]+[Ca])/[S] nie ma żadnej określonej granicy górnej. Jest ona określana przez górną granicę ilości Mg i Ca oraz przez dolną granicę ilości S.
Próbki do pomiarów kształtu i wielkości wtrąceń typu siarczkowego należy pobierać z tej części konstrukcyjnej stali maszynowej, która nie ma segregacji i agregacji wtrąceń typu tlenkowego i siarczkowego.
Poniżej omówiono składniki chemiczne konstrukcyjnej stali maszynowej według przedmiotowego wynalazku.
C: 0,01 - 0,7%
C jest najważniejszym pierwiastkiem określającym wytrzymałość gotowego wyrobu. Z tego punktu widzenia dolna granica zawartości C powinna wynosić 0,01%, korzystnie 0,10% lub więcej. Jednakże górną granicę zawartości C powinno stanowić 0,7%, korzystnie 0,55%, ponieważ nadmierna zawartość C ma szkodliwy wpływ na wiązkość i żywotność narzędzia.
Si: 0,01 - 2,5%
Si działa jako odtleniacz i nadaje dużą wytrzymałość częściom maszyn przez utwardzenie roztworu stałego. Aby krzem spowodował takie działanie, dolna granica zawartości Si powinna wynosić 0,01%, korzystnie 0,03%. Jednakże górna granica zawartości Si powinna wynosić 2,5%, korzystnie 1,5%, ponieważ nadmierna zawartość Si ma szkodliwy wpływ na obrabialność.
Mn: 0,1 - 3%
Mn polepsza utwardzalność stali, przyczyniając się przez to do wytrzymałości. Tworzy również wtrącenia typu siarczkowego, polepszając przez to usuwanie wióra. Z tego punktu widzenia dolna granica zawartości Mn powinna wynosić 0,1%, korzystnie 0,3%. Jednakże górna granica zawartości Mn powinna wynosić 3%, korzystnie 2%, ponieważ nadmierna zawartość Mn ma szkodliwy wpływ na obrabialność.
S: 0,01 -0,16%
S tworzy wtrącenia typu siarczkowego polepszając przez to usuwanie wióra. Z tego punktu widzenia dolna granica zawartości S powinna wynosić 0,01%, korzystnie 0,03%. Jednakże górna granica zawartości S powinna wynosić 0,16%, korzystnie 0,14%, ponieważ nadmiar S powoduje powstawanie siarczków (takich jak MnS), od których rozchodzą się pęknięcia.
P: nie więcej niż 0,05% (0% włącznie)
P powoduje segregację na granicy ziaren, pogarszając przez to udarność. Dlatego zawartość P powinna być nie większa niż 0,05%, korzystnie nie większa niż 0,02%.
Al: nie więcej niż 0,1% (0% włącznie)
PL 198 598 B1
Al jest ważnym odtleniaczem w produkcji stali. Często tworzy azotki, które zmniejszają wielkość ziaren austenitu. Jednakże nadmiar Al daje grube ziarno, pogarszając wiązkość. Górna granica zawartości Al powinna wynosić 0,1%, korzystnie 0,05%.
Jak podano dalej bardziej szczegółowo, Al jest ważnym pierwiastkiem dla przedmiotowego wynalazku. Aluminium jest dodawane wraz z Mg i Ca do roztopionego metalu w odpowiednim czasie w procesie produkcyjnym.
Mg: nie więcej niż 0,02% (0% nie włącznie)
Mg działa jako odtleniacz. Tworzy drobnoziarniste tlenki stanowiące zarodki wtrąceń typu siarczkowego, aby zapewnić ich równomierne rozproszenie. Te drobnoziarniste tlenki rozpuszczają się we wtrąceniach typu siarczkowego tworząc roztwór stały, przez co unika się podłużnego kształtu wtrąceń typu siarczkowego. Nadmierna zawartość Mg prowadzi do zwiększenia kosztów produkcji. Górna granica zawartości Mg powinna wynosić 0,02%, korzystnie 0,01%. Chociaż nie podano dolnej granicy zawartości Mg, odpowiednia zawartość Mg powinna być taka, by wartość [Mg]/[S] była nie mniejsza niż 7,7 x 10-3 korzystnie nie mniejsza niż 1,5 x 10-2.
Ca: nie więcej niż 0,02% (0% włącznie)
Chociaż Ca jest pierwiastkiem mniej skutecznym niż Mg, jeśli chodzi o równomierne rozproszenie wtrąceń typu siarczkowego, to jednak skutecznie zabezpiecza przed powstaniem podłużnych gruboziarnistych wtrąceń typu siarczkowego. Przy dodawaniu w połączeniu z Mg wapń zwiększa skuteczność Mg, jeśli chodzi o zapobieganie powstawaniu podłużnych wtrąceń typu siarczkowego. Podobnie jak Mg wapń zwiększa koszt produkcji, jeżeli zostanie dodany w nadmiernej ilości. Górna granica zawartości Ca powinna wynosić 0,02%, korzystnie 0,01%. Chociaż dolna granica zawartości Ca nie jest określona, odpowiednia zawartość
Ca powinna być taka, by wartość ([Mg] + [Ca])/[S] była nie mniejsza niż 7,7 x 10-3, korzystnie nie mniejsza niż 1,5 x 10-2.
Bi: nie więcej niż 0,3% (0% nie włącznie)
Bi skutecznie poprawia obrabialność. Nadmierna ilość Bi nie powoduje żadnego dodatkowego działania, ale pogarsza kowalność na gorąco i właściwości mechaniczne. Górna granica zawartości Bi powinna wynosić 0,3%, korzystnie 0,1%. Chociaż dolna granica zawartości Bi nie jest określona, powinna ona korzystnie wynosić 0,01%, tak by uzyskać wymienione powyżej działanie bizmutu.
Konstrukcyjna stal maszynowa według przedmiotowego wynalazku wytwarzana jest w procesie objaśnionym poniżej.
Krystalizacja wtrąceń typu siarczkowego w stali uspokojonej Al jest zarodkowana przez AI2O3. Niestety wiadomo, że AI2O3 podlega agregacji w duże skupiska w roztopionej stali. Inaczej mówiąc/gruboziarnisty AI2O3 powoduje gruboziarniste wtrącenia typu siarczkowego.
W procesie według przedmiotowego wynalazku problem ten jest rozwiązany przez dodanie zasadniczo pozbawionego Al stopu Mg do roztopionej stali zasadniczo pozbawionej Al. Stop taki tworzy MgO jako wtrącenia typu tlenkowego, a ten MgO działa jako zarodki wtrąceń typu siarczkowego. MgO jest mniej podatny na agregacją i tworzenie skupisk niż AI2O3. W rezultacie wtrącenia typu tlenkowego stają się rozproszonymi drobnymi cząstkami, a wtrącenia typu siarczkowego nie stają się gruboziarniste.
Po ochłodzeniu roztopionej stali zawierającej dużą liczbę cząstek MgO rozproszonych w niej te cząstki MgO działają jako zarodki wobec MgS, a po dalszym ochłodzeniu wynikowe cząstki MgS z kolei działają jako zarodki wobec MnS i innych wtrąceń typu siarczkowego. Alternatywnie cząstki MgO działają jako zarodki wobec MgS i MnS. W konsekwencji wynikowe wtrącenia typu siarczkowego zawierają dużą ilość Mg, a zatem z trudnością podlegają odkształceniu (lub wydłużeniu) podczas walcowania. Przyczynia się to do uzyskania stali automatowej posiadającej zarówno dobre właściwości mechaniczne (udarność w kierunku poprzecznym) jak i dobre usuwanie wióra.
Jak wspomniano powyżej, AI2O3 podlega agregacji w gruboziarniste skupiska w roztopionej stali. Jest to spowodowane bardzo słabym zwilżaniem AI2O3 przez roztopioną stal. Natomiast MgO jest łatwo zwilżany przez roztopioną stal i dlatego nie tworzy skupisk, jak w przypadku AI2O3. Jest to spowodowane tym, że MgO ma mniejszą energię powierzchni międzyfazowej niż AI2O3. Patent japoński nr 2684307 opisuje proces przetwarzania AI2O3 w roztopionej stali w MgOAI2O3 przez dodawanie Mg do roztopionej stali (jest to przypadek, gdzie MgOAI2O3 jest dalej przetwarzany w MgO)„Ze względu na swą mniejszą energię powierzchni międzyfazowej, cząstki MgOAI2O3 i MgO mają niewielkie wymiary i są mniej podatne na tworzenie skupisk. Jednakże jeżeli cząstki AI2O3 podlegają agregacji w gruboziarniste cząstki przed dodaniem Mg do roztopionej stali i AI2O3 jest przetwarzany w MgOAI2O3, wówczas roztopiona stal zawiera gruboziarniste wtrącenia typu siarczkowego. Nie ma
PL 198 598 B1 tego według przedmiotowego wynalazku, gdzie zasadniczo pozbawiony Al stop Mg jest dodawany do roztopionej stali zasadniczo pozbawionej Al. Stop Mg tworzy MgO, który rozprasza się w roztopionej stali. Cząstki MgO mają mniejszą powierzchnię międzyfazową niż cząstki AI2O3 oraz są mniejsze i mniej podatne na tworzenie skupisk. Choćby nawet Al dodano po dodaniu stopu Mg, trudno o powstanie MgOAI2O3 oraz AI2O3. ponieważ utworzony już został MgO gdy dodawany jest Al. Inaczej mówiąc, AI nie działa w charakterze odtleniacza, ale powoduje powstawanie drobnych cząstek krystalicznych podczas obróbki skrawaniem i obróbki cieplnej. Choćby nawet MgO zmienił się w MgOAI2O3 lub w bogaty w AI2O3 tlenek złożony z MgO i AI2O3, cel przedmiotowego wynalazku jest osiągnięty, ponieważ ta reakcja jest bardzo powolna.
Sposób według przedmiotowego wynalazku obejmuje również etap kolejnego dodawania zasadniczo pozbawionego Al stopu Mg i zasadniczo pozbawionego Al stopu Ca do roztopionej stali zasadniczo pozbawionej Al. Kolejne dodawanie Mg i Ca powoduje powstanie w roztopionej stali CaO i CaS. Taki CaO działa jako część wtrąceń typu tlenkowego. Podobnie jak MgO działa on jako zarodki wtrąceń typu siarczkowego. Zawierające CaS wtrącenia typu siarczkowego są mniej podatne na wydłużenie (jak wtrącenia typu siarczkowego zawierające Mg) w porównaniu z wtrąceniami typu siarczkowego pozbawionymi Mg. Dlatego przyczyniają się one do właściwości mechanicznych (zwłaszcza udarności w kierunku poprzecznym) stali poprzez następujący mechanizm. Duża liczba wtrąceń typu tlenkowego (takich jak MgO) wytworzonych w roztopionej stali działa zarodkujące wobec MgS i CaS. Po dalszym ochłodzeniu MgS i CaS zarodkują MnS i inne wtrącenia typu siarczkowego. Alternatywnie wtrącenia typu tlenkowego (takie jak MgO) działają jako zarodki wobec MgS, CaS, MnS itd. W rezultacie wtrącenia typu siarczkowego zawierają dużą ilość Mg i Ca, a zatem są one mniej podatne na odkształcenie. Inaczej mówiąc, z trudnością ulegają one wydłużeniu podczas walcowania, a właściwość ta powoduje dobre właściwości mechaniczne stali automatowej (zwłaszcza udarność w kierunku poprzecznym) oraz dobre usuwanie wióra. Dla lepszego efektu po dodaniu Ca można dodać Al.
Proces według przedmiotowego wynalazku obejmuje również etap równoczesnego dodawania zasadniczo pozbawionego Al stopu Mg i zasadniczo pozbawionego Al stopu Ca do roztopionej stali zasadniczo pozbawionej Al, albo etap dodawania zasadniczo pozbawionego Al stopu Mg wcześniej niż zasadniczo pozbawionego Al stopu Ca, a następnie dodawanie tych dwóch stopów w dowolnej kolejności tyle razy ile trzeba. Równoczesne dodawanie stopu Mg i stopu Ca powoduje wytworzenie tlenków zawierających MgO i CaO, które działają, jako zarodki wobec wtrąceń typu siarczkowego. Nie podlegają one agregacji i tworzeniu skupisk, a zatem wynikowe wtrącenia typu siarczkowego nie stają się gruboziarniste. Ten drugi tryb dodawania polepsza wydajność i przyczynia się do uzyskania stali automatowej o dobrych właściwościach mechanicznych i dobrym usuwaniu wióra. Dla lepszego efektu można dodawać Al po dodaniu stopu Mg i stopu Ca.
Kiedy stop Ca jest dodawany jako pierwszy, Ca reaguje ze śladową ilością AI2O3 w roztopionej stali tworząc CaOAI2O3. CaOAI2O3 może działać jako zarodki wtrąceń typu siarczkowego, ale ma tendencję do tworzenia gruboziarnistych wtrąceń i wynikowe wtrącenia typu siarczkowego są również gruboziarniste. Dlatego ten tryb dodawania stanowi przeszkodę do osiągnięcia celu przedmiotowego wynalazku.
Roztopiona stal używana według przedmiotowego wynalazku, powinna korzystnie być stalą zasadniczo pozbawioną Al. Dokładniej górna granica zawartości Al w roztopionej stali wynosi 0,005% mas. Powyżej tej granicy Al tworzy AI2O3 przed dodaniem Mg. Stanowi to przeszkodę do osiągnięcia celu przedmiotowego wynalazku.
Pożądane jest, by stop Mg i stop Ca, używane według przedmiotowego wynalazku; były zasadniczo pozbawione Al. Dokładniej, górna granica zawartości Al w stopie Mg i w stopie Ca powinna wynosić 1% mas. Im mniej tym lepiej. Jeżeli do roztopionej stali doda się stopu zawierającego więcej niż 1% Al, wówczas Al w tym stopie łączy się z tlenem w roztopionej stali tworząc przez to AI2O3, który z kolei podlega agregacji i powstawaniu skupisk. Sytuacja ta jest podobna do sytuacji występującej wtedy, gdy Al dodaje się najpierw. W takiej sytuacji nie osiąga się celu wynalazku. Jeżeli stopy Mg i Ca dodaje się razem, górna granica zawartości Al w obu tych stopach wynosi 1,2% mas.
Sposób dodawania Mg i Ca nie jest specjalnie ograniczony. Jednakże trzeba wybierać odpowiedni sposób uwzględniając fakt, że Mg i Ca mają wysokie ciśnienie pary i łatwo są tracone przez parowanie i utlenianie. Jeden sposób polega na napełnieniu żelaznego drutu stopem Mg lub stopem Ca w postaci granulowanej i dodawanie tego żelaznego drutu do roztopionej stali. Inny sposób polega na wdmuchiwaniu granulowanego stopu wraz z obojętnym gazem w roztopioną stal. Ze względu na słabe zatrzymywanie Mg i Ca w roztopionej stali stop Mg i stop Ca należy dodawać w niewielkich częściach
PL 198 598 B1 kilka razy do roztopionej stali w kadzi lub w formie. Jest to pożądane z punktu widzenia sprawnego przebiegu procesu wytwarzania stali.
Ponieważ Mg i Ca są pierwiastkami łatwo ulegającymi utlenieniu, pożądane jest przykrycie roztopionej stali żużlem, aby zapobiec ich stratom przez utlenianie powietrzem atmosferycznym. W takim przypadku żużel powinien zawierać MgO w ilości nie mniejszej niż 15% mas., korzystnie nie mniejszej niż 20% mas., aby zapewnić wystarczające zarodki do krystalizacji, ponieważ żużel będzie pochłaniać MgO i CaO (w wyniku dodania Mg i Ca), jeżeli nie zawiera MgO i CaO. Podobnie, w przypadku dodawania Ca do roztopionej stali pożądane jest stosowanie żużla zawierającego CaO w ilości nie mniejszej niż 15% mas., korzystnie nie mniejszej niż 20% mas.
Proces według przedmiotowego wynalazku kończy się odlewaniem roztopionej stali do żądanego kształtu. Po odlewaniu przeprowadza się obróbkę dowolnym znanym sposobem bez specjalnych ograniczeń. Przykładowo wlewek można walcować w celu uzyskania pręta stalowego tak, że pole przekroju poprzecznego wlewka zostaje zmniejszone o 92-97%. Obróbka taka jak kucie i walcowanie ma wpływ na kształt wtrąceń typu siarczkowego w stali. Jednakże konstrukcyjna stal maszynowa według przedmiotowego wynalazku zachowuje dobre usuwanie wióra i dobrą wiązkość w kierunku poprzecznym nawet po takiej obróbce, jeżeli zawiera wtrącenia typu siarczkowego o kształcie i wielkości w podanym wyżej zakresie.
Przedmiotowy wynalazek dotyczy wtrąceń typu siarczkowego, które nie są specjalnie ograniczone. Obejmują one siarczki Mn, Ca, Mg, Zr, metali ziem rzadkich i innych pierwiastków (takich jak Ni, Cr, Cu, Mo, V, Nb, Ti, Zr, Pb i Bi). Siarczki mogą być w postaci siarczków złożonych, węglikosiarczków lub kwaso-siarczków.
Wynalazek jest dokładniej opisany na podstawie następujących przykładów, które nie powinny ograniczać zakresu wynalazku. Możliwe są modyfikacje i zmiany bez odchodzenia od zakresu wynalazku.
Przygotowano trzynaście próbek stali o różnym składzie, jak podano w tabeli 1.
Proces stosowany wobec próbek nr 1-7. Do roztopionej stali wytworzonej w konwertorze przy spuszczaniu w kadź dodano Si, Mn i Cr. Roztopiona stal w kadzi poddawana jest próżniowemu odgazowaniu i odtlenieniu. Następnie wprowadza się do niej Si, Mn, Cr i S (oraz Bi w próbce nr 5). W ten sposób otrzymuje się roztopioną stal zasadniczo pozbawioną Al. Do roztopionej stali w kadzi dodaje się stopu Ni-Mg oddzielnie lub w połączeniu ze stopem Ni-Ca (dokładniej drut żelazny wypełniony granulatem stopu dodaje się do roztopionej stali).
Proces stosowany wobec próbek nr 8, 9 i 13. Do roztopionej stali wytworzonej w konwertorze przy spuszczaniu w kadź dodaje się Si, Mn, Cr i Al. Roztopiona stal w kadzi poddawana jest próżniowemu odgazowaniu i odtlenieniu. Następnie wprowadza się do niej Si, Mn, Cr, Al i S. W ten sposób otrzymuje się roztopioną stal zawierającą 0,02% Al. Do roztopionej stali w kadzi dodaje się stopu Ni-Mg samego lub w połączeniu ze stopem Ni-Ca (dokładniej do roztopionej stali dodaje się żelaznego drutu wypełnionego granulatem stopu).
Proces stosowany wobec próbek nr 1, 3, 5, 6, 8 i 13. Roztopioną stal osłania się żużlem zawierającym 25% MgO.
Proces stosowany wobec próbek nr 2, 4, 7 i 9. Roztopioną stal osłania się żużlem zawierającym 25% MgO i 25% CaO.
Proces stosowany wobec próbek nr 10 i 12. Do roztopionej stali wytworzonej w konwertorze dodaje się Si, Mn, Cr, Al i Ni podczas spuszczania w kadź. Roztopiona stal w kadzi poddawana jest próżniowemu odgazowaniu i odtlenieniu. Następnie wprowadza się do niej Si, Mn, Cr, Al, S i Ni. W ten sposób otrzymuje się żądaną roztopioną stal.
Proces stosowany wobec próbki nr 11. Do roztopionej stali wytworzonej w konwertorze dodaje się Si, Mn i Cr podczas spuszczania w kadź. Roztopiona stal w kadzi poddawana jest próżniowemu odgazowaniu i odtlenieniu. Następnie wprowadza się do niej Si, Mn, Cr i S. W ten sposób uzyskuje się roztopioną stal zasadniczo pozbawioną Al. Do roztopionej stali w kadzi dodaje się stopu Ni-Ca (dokładniej do roztopionej stali dodaje się drutu żelaznego wypełnionego granulatem stopu ).Wreszcie dodaje się Al, tak że wynikowa stal zawiera 0,02% Al.
Każdą roztopioną stal odlewano w temperaturze 1580°C we wlewek o średnicy górnej 245 mm, średnicy dolnej 210 mm, wysokości 350 mm i o ciężarze 150 kg. Wlewek ten kuto przy temperaturze 1200°C w pręt o przekroju okrągłym o średnicy 52 mm, co odpowiadało zmniejszeniu pola powierzchni przekroju poprzecznego o 96%. Z pręta tego wycięto próbkę o długości 30 mm, aby ocenić następujące właściwości.
PL 198 598 B1
Kształt i wielkość wtrąceń typu siarczkowego
Próbkę cięto w kierunku wydłużenia wtrąceń typu siarczkowego. Powierzchnię przekroju obserwowano za pomocą analizatora obrazu, model LUZEX F, produkcji Nireco Co., Ltd. Zbadano większe osie i mniejsze osie wtrąceń typu siarczkowego w polu widzenia 5,5 x 5,5 mm (powiększenie x 100). Obserwowany obraz poddany był przetwarzaniu binarnemu z utrzymaniem poziomu RGB przy R: 125/180, G: 110/180 i B: 120/180. Poziom szarości był odpowiednio regulowany w zależności od jaskrawości tak, że wtrącenia typu siarczkowego były wyraźnie rozróżniane od osnowy. Na podstawie zmierzonych większych osi i mniejszych osi obliczono współczynniki kształtu poszczególnych cząstek. Ich średnią wartość potraktowano jako współczynnik kształtu wtrąceń typu siarczkowego w próbce.
Usuwanie wióra
Próbkę badano pod względem usuwania wióra przez wiercenie na sucho otworu o głębokości 10 mm z prędkością skrawania 20 m/min i z prędkością posuwu 0,2 mm/obr wiertłem prostym (średnica 10 mm) wykonanym ze stali szybko tnącej. Usuwanie wióra określono jako liczbę kawałków w jednym gramie wiórów obliczono, na podstawie całkowitej liczby i ciężaru wiórów pochodzących z trzech wierconych otworów.
Wiązkość w kierunku poprzecznym
Z próbek stali według JIS G0303 wycięto próbki (zgodnie z JIS Z2202, nr 3). Do pomiaru udarności w kierunku poprzecznym w każdej próbce wykonano karb prostopadły do kierunku kucia. Badania przeprowadzono przy normalnej temperaturze według JIS Z2242 za pomocą miernika udarności Charpy (typ pionowy, produkcji Tokyo Kouki Seizo-ushoCo., Ltd.).
Wyniki badań przedstawiono w tabelach 2 i 3.
T a b e l a 1 jednostka: % mas.
C Si Mn P S Ni Cr Al Mg Ca O N Bi
1 0,30 0,20 0,8 0,01 0,1 0,25 0,15 0,02 0,0015 0 0,001 0,008 0
2 0,30 0,20 0,8 0,01 0,1 0,25 0,15 0,02 0,0015 0,0015 0,001 0,008 0
3 0,30 0,20 0,8 0,01 0,06 0,25 0,15 0,02 0,0018 0 0,001 0,006 0
4 0,30 0,20 0,8 0,01 0,06 0,25 0,15 0,02 0,0014 0,0016 0,001 0,006 0
5 0,30 0,20 0,8 0,01 0,06 0,25 0,15 0,02 04015 0 0,001 0,008 0,02
6 0,30 0,20 0,8 0,01 0,06 0,25 0,15 0,02 0,0004 0 0,001 0,008 0
7 0,30 0,20 0,8 0,01 0,1 0,25 0,15 0,02 0,0005 0,0002 0,001 0,006 0
8 0,30 0,20 0,8 0,01 0,1 0,25 0,15 0,02 0,0015 0 0,001 0,006 0
9 0,30 0,20 0,8 0,01 0,1 0,25 0,15 0,02 0,0016 0,0014 0,001 0,008 0
10 0,30 0,20 0,8 0,01 0,1 0,26 0,15 0,02 0 0 0,001 0,008 0
11 0,30 0,20 0,8 0,01 0,1 0,25 0,15 0,02 0 0,0017 0,001 0,008 l 0
12 0,30 0,20 0,8 0,01 0,06 0,25 0,15 0,02 0 0 0,001 0,008 0
13 0,30 0,20 0,8 i 0,01 0,06 0,25 0,15 0,02 0,0018 0 0,001 0,006 0
T a b e l a 2
Próbka [Mg]/[S] ([Mg]+[Ca])(S) Współczynnik kształtu a/b
1 2 3 4 5 6
1 0,015 0,015 4,2 9,8 0,16
2 0,015 0,030 4,3 8,5 0,17
3 0,030 0,030 3,9 10,4 0,15
4 0,023 0,050 4,3 9,5 0,18
PL 198 598 B1 ciąg dalszy tabeli 2
1 2 3 4 5 6
5 0,025 0,025 4,3 10,0 0,17
6 0,007 0,007 4,2 11,2 0,15
7 0,005 0,007 4,4 11,0 0,17
8 0,015 0,015 4,5 10,5 0,26
9 0,016 0,030 4,5 10,3 0,27
10 0 0 5,5 11,3 0,13
11 0 0,017 5,4 12,7 0,12
12 0 0 5,4 12,4 0,16
13 0,030 0,030 4,4 10,6 0,26
* Średni współczynnik kształtu wtrąceń typu siarczkowego mających większą oś nie krótszą niż 0,5 pm.
* Średni współczynnik kształtu wtrąceń typu siarczkowego mających większą oś nie krótszą niż 50 pm.
T a b e l a 3
Próbka Wiązkość w kierunku poprzecznym (J/cm2) Liczba wiórów na gram
1 15,7 22
2 17,7 21
3 24,5 18
4 26,5 18
5 22,6 27
6 22,6 19
7 15,7 22
8 12,7 21
9 13,7 19
10 10,3 24
11 11,8 26
12 14,7 22
13 19,6 17
Próbki nr 1-7, które reprezentowały przykłady obróbki według przedmiotowego wynalazku, są lepsze zarówno pod wzglądem wiązkości w kierunku poprzecznym jak i usuwania wióra, jak to wynika z tabeli 3.
Natomiast próbki nr 8-13, które stanowią przykłady porównawcze dla przedmiotowego wynalazku, nie są zadowalające, jak wynika z tabeli 3.
Próbki 8 i 9 mają wartości a/b powyżej górnej granicy określonej według przedmiotowego wynalazku. Mają one słabą wiązkość w kierunku poprzecznym na skutek dużej liczby gruboziarnistych wtrąceń siarczkowych. Jest to spowodowane tym, że były one wykonane z roztopionej stali zawierającej Al, do której wprowadzono sam Mg lub Mg w połączeniu z Ca.
Próbka nr 13, podobnie jak próbki nr 8 i 9, ma wartość a/b przewyższającą górną granicą określoną według przedmiotowego wynalazku. Jest ona lepsza niż próbki nr 8 i 9 pod względem wiązkości w kierunku poprzecznym dzięki mniejszej zawartości S. Jednakże z tego samego powodu charakteryzują się słabym usuwaniem wióra. Ogólnie brak jej równowagi, pomiędzy wiązkością w kierunku poprzecznym a usuwaniem wióra.
PL 198 598 B1
Próbki nr 10-12 charakteryzują się tym, że wtrącenia typu siarczkowego, niezależnie od tego czy ich większe osie nie są krótsze niż 5 pm lub nie są krótsze niż 50 pm, mają współczynnik kształtu przekraczający górną granicę podaną według przedmiotowego wynalazku. Dlatego charakteryzują się słabą wiązkością w kierunku poprzecznym. Przypisano to temu, że próbki nie zawierają Mg, co oznacza, że całkowicie lub znacznie brakuje im tlenków do kontrolowania kształtu wtrąceń typu siarczkowego. Wtrącenia typu siarczkowego przyjmują w końcu kształt wydłużony, co prowadzi do słabej wiązkości w kierunku poprzecznym.
Podane powyżej wyniki przedstawiono na wykresie na fig. 1 jako liczbę wiórów w funkcji wiązkości w kierunku poprzecznym. Widoczne jest, że próbki według przedmiotowego wynalazku mają dobrą równowagę pomiędzy tymi dwiema właściwościami.
Opisany powyżej wynalazek zapewnia konstrukcyjną stal maszynową o dobrym usuwaniu wióra i dobrych właściwościach mechanicznych pomimo braku zawartości ołowiu.

Claims (12)

1. Konstrukcyjna stal maszynowa o ulepszonym usuwaniu wióra i ulepszonych właściwościach mechanicznych, zawierająca wtrącenia typu siarczkowego, znamienna tym, że wtrącenia typu siarczkowego zawierają cząstki o większych osiach, nie krótszych niż 5 |im, mające średni współczynnik kształtu nie większy niż 5,2 oraz zawierają gruboziarniste cząstki wtrąceń typu siarczkowego tak, że spełniona jest zależność a/b < 0,25 gdzie a oznacza liczbę cząstek wtrąceń typu siarczkowego o większych osiach, nie krótszych niż 20 pm, zaś b oznacza liczbę cząstek wtrąceń typu siarczkowego o większych osiach, nie krótszych niż 5 pm, przy czym stal zawiera, w procentach wagowych, 0,01-0,7% C, 0,01-2,5% Si, 0,1-3% Mn, 0,01-0,16% S, nie więcej niż 0,05% P (0% włącznie), nie więcej niż 0,1% Al (0% włącznie) i nie więcej niż 0,02% Mg (0% nie włącznie).
2. Stal według zastrz. 1, znamienna tym, że zawiera 0,01-0,7% C, 0,01-2,5% Si, 0,1-3% Mn, 0,01-0,16% S, nie więcej niż 0,05% P (0% włącznie), nie więcej niż 0,1% Al (0% włącznie) nie więcej niż 0,02% Mg (0% nie włącznie) oraz nie więcej niż 0,02% Ca (0% włącznie).
3. Stal według zastrz. 1, znamienna tym, że zawiera 0,01-0,7% C, 0,01-2,5% Si, 0,1-3% Mn, 0,01-0,16% S, nie więcej niż 0,05% P (0% włącznie), nie więcej niż 0,1% Al (0% włącznie), nie więcej niż 0,02% Mg (0% nie włącznie) oraz nie więcej niż 0,3% Bi (0% nie włącznie).
4. Stal według zastrz. 1 albo 2, albo 3, znamienna tym, że spełnia zależność [Mg]/[S] > 7,7 x 10-, gdzie [ ] oznacza zawartość każdego składnika w procentach wagowych, przy czym cząstki wtrąceń typu siarczkowego o większych osiach, nie krótszych niż 50 pm, mają średni współczynnik kształtu nie większy niż 10,8 oraz a/b < 0,25, gdzie a oznacza liczbę cząstek wtrąceń typu siarczkowego o większych osiach, nie krótszych niż 20 pm, zaś b oznacza liczbę cząstek wtrąceń typu siarczkowego o większych osiach, nie krótszych niż 5 pm.
5. Stal według zastrz. 2, znamienna tym, że spełnia zależność ([Mg]+[Ca])/[S] > 7,7 x 10- , gdzie [ ] oznacza zawartość każdego składnika w procentach wagowych, przy czym cząstki wtrąceń typu siarczkowego o większych osiach, nie krótszych niż 50 pm, mają średni współczynnik kształtu nie większy niż 10,8 oraz a/b < 0,25, gdzie a oznacza liczbę cząstek wtrąceń typu siarczkowego o większych osiach, nie krótszych niż 20 pm, zaś b oznacza liczbę cząstek wtrąceń typu siarczkowego o większych osiach, nie krótszych niż 5 pm.
6. Sposób wytwarzania konstrukcyjnej stali maszynowej, określonej w zastrz. 1, znamienny tym, że prowadzi się etap dodawania zasadniczo pozbawionego Al stopu Mg do zasadniczo pozbawionej Al roztopionej stali.
7. Sposób według zastrz. 6, znamienny tym, że prowadzi się etap dodawania Al po dodaniu stopu Mg.
8. Sposób według zastrz. 6, znamienny tym, że prowadzi się etap dodawania zasadniczo pozbawionego Al stopu Ca i późniejszy etap dodawania zasadniczo pozbawionego Al stopu Ca po dodaniu stopu Mg.
9. Sposób według zastrz. 8, znamienny tym, że prowadzi się etap dodawania Al po dodawaniu stopu Ca.
PL 198 598 B1
10. Sposób według zastrz. 6, znamienny tym, że prowadzi się etap dodawania zasadniczo pozbawionego Al stopu Mg i zasadniczo pozbawionego Al stopu Ca razem tyle razy ile potrzeba do zasadniczo pozbawionej Al roztopionej stali, albo też zawiera etap dodawania zasadniczo pozbawionego Al stopu Mg przed zasadniczo pozbawionym Al stopem Ca i potem dodawanie tych dwóch stopów w dowolnej kolejności tyle razy ile trzeba.
11. Sposób według zastrz. 10, znamienny tym, że prowadzi się etap dodawania Al po dodaniu stopu Mg i stopu Ca.
12. Sposób według zastrz. 6, znamienny tym, że stosuje się roztopioną stal, która jest pokryta żużlem zawierającym 15% lub więcej MgO.
PL349381A 2000-08-30 2001-08-29 Konstrukcyjna stal maszynowa oraz sposób wytwarzania konstrukcyjnej stali maszynowej PL198598B1 (pl)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2000261231 2000-08-30
JP2000270762 2000-09-06

Publications (2)

Publication Number Publication Date
PL349381A1 PL349381A1 (en) 2002-03-11
PL198598B1 true PL198598B1 (pl) 2008-06-30

Family

ID=26598811

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PL349381A PL198598B1 (pl) 2000-08-30 2001-08-29 Konstrukcyjna stal maszynowa oraz sposób wytwarzania konstrukcyjnej stali maszynowej

Country Status (10)

Country Link
US (1) US6596227B2 (pl)
EP (1) EP1188846B1 (pl)
KR (1) KR100420304B1 (pl)
CN (1) CN1136327C (pl)
BR (1) BR0104989B1 (pl)
CA (1) CA2355482C (pl)
DE (1) DE60106834T2 (pl)
ES (1) ES2232547T3 (pl)
PL (1) PL198598B1 (pl)
TW (1) TWI247814B (pl)

Families Citing this family (14)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE60035616T2 (de) * 2000-02-10 2008-04-10 Sanyo Special Steel Co., Ltd., Himeji Bleifreier maschinenbaustahl mit ausgezeichneter verarbeitbarkeit und verminderter anisotropie der festigkeit
US6764645B2 (en) * 2001-11-28 2004-07-20 Diado Steel Co., Ltd. Steel for machine structural use having good machinability and chip-breakability
US7254640B2 (en) * 2002-04-09 2007-08-07 Vigilos, Inc. System for providing fault tolerant data warehousing environment by temporary transmitting data to alternate data warehouse during an interval of primary data warehouse failure
JP2004332078A (ja) * 2003-05-09 2004-11-25 Sanyo Special Steel Co Ltd 切屑処理性に優れた機械構造用快削鋼
CN100447273C (zh) * 2003-12-01 2008-12-31 株式会社神户制钢所 成品表面粗糙度优异的低碳再硫化易切削钢产品及其制法
EP2060647B1 (en) * 2006-12-25 2017-11-15 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Steel for machine structure excelling in machinability and strength property
SE531889C2 (sv) 2007-01-26 2009-09-01 Sandvik Intellectual Property Blyfritt automatstål och användning därav
JP4193998B1 (ja) * 2007-06-28 2008-12-10 株式会社神戸製鋼所 被削性に優れた機械構造用鋼およびその製造方法
JP2009174033A (ja) * 2008-01-28 2009-08-06 Kobe Steel Ltd 被削性に優れた機械構造用鋼
RU2544981C1 (ru) * 2014-03-06 2015-03-20 Закрытое акционерное общество "Омутнинский металлургический завод" Среднеуглеродистая автоматная сталь
US10400320B2 (en) 2015-05-15 2019-09-03 Nucor Corporation Lead free steel and method of manufacturing
JP6480265B2 (ja) * 2015-05-27 2019-03-06 株式会社神戸製鋼所 鉄基粉末冶金用混合粉及びその製造方法並びに焼結体及びその製造方法
EP4596738A4 (en) * 2022-11-29 2025-12-17 Jfe Steel Corp STEEL SHEET, ITS PRODUCTION PROCESS AND STEEL PIPE
CN120153114A (zh) * 2022-11-29 2025-06-13 杰富意钢铁株式会社 钢板及其制造方法以及钢管

Family Cites Families (15)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5510660B2 (pl) * 1971-12-29 1980-03-18
US3861906A (en) * 1972-12-29 1975-01-21 Republic Steel Corp Calcium deoxidized, fine grain steels
FR2287521A1 (fr) * 1974-10-11 1976-05-07 Ugine Aciers Acier de decolletage
JPS5585658A (en) * 1978-12-25 1980-06-27 Daido Steel Co Ltd Free cutting steel
US4255188A (en) * 1979-08-29 1981-03-10 Inland Steel Company Free machining steel with bismuth and manganese sulfide
JPS59205453A (ja) * 1983-05-09 1984-11-21 Daido Steel Co Ltd 快削鋼とその製造方法
US4806304A (en) * 1983-05-09 1989-02-21 Daido Tokushuko Kabushiki Kaisha Free cutting steel
JPS6223970A (ja) 1985-07-24 1987-01-31 Nippon Steel Corp 連続鋳造による低炭素硫黄−鉛快削鋼
JPH089728B2 (ja) 1991-11-28 1996-01-31 新日本製鐵株式会社 溶鋼中Ａｌ２Ｏ３の凝集防止方法
JP2684307B2 (ja) 1992-01-30 1997-12-03 新日本製鐵株式会社 溶鋼中Ａｌ２ Ｏ３ の高効率凝集防止方法
JPH07188853A (ja) 1993-12-27 1995-07-25 Nippon Steel Corp 歯車用浸炭用鋼
JP3391536B2 (ja) 1994-02-25 2003-03-31 新日本製鐵株式会社 高強度歯車用浸炭用鋼
JPH08225822A (ja) 1995-02-17 1996-09-03 Nippon Steel Corp 溶鋼中アルミナ系介在物の改質方法
IT1296821B1 (it) * 1997-12-01 1999-08-02 Lucchini Centro Ricerche E Svi Acciaio automatico al carbonio a lavorabilita' migliorata
JP3558889B2 (ja) 1998-09-04 2004-08-25 山陽特殊製鋼株式会社 被削性に優れる熱間鍛造のまま使用される機械構造用鋼

Also Published As

Publication number Publication date
CA2355482C (en) 2004-12-21
KR100420304B1 (ko) 2004-03-04
CA2355482A1 (en) 2002-02-28
TWI247814B (en) 2006-01-21
EP1188846B1 (en) 2004-11-03
DE60106834T2 (de) 2005-10-27
US20020044879A1 (en) 2002-04-18
US6596227B2 (en) 2003-07-22
CN1344816A (zh) 2002-04-17
CN1136327C (zh) 2004-01-28
BR0104989A (pt) 2002-04-09
KR20020017968A (ko) 2002-03-07
ES2232547T3 (es) 2005-06-01
PL349381A1 (en) 2002-03-11
EP1188846A1 (en) 2002-03-20
DE60106834D1 (de) 2004-12-09
BR0104989B1 (pt) 2010-06-15

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP3468239B2 (ja) 機械構造用鋼及びその製造方法
EP3732304B1 (en) Cast iron inoculant and method for production of cast iron inoculant
US8956565B2 (en) Flake graphite cast iron and production method thereof
EP1312689B1 (en) Steel for machine structural use
EP1188846B1 (en) Machine structure steel superior in chip disposability and mechanical properties
JP3753054B2 (ja) 超硬工具切削性にすぐれた機械構造用の快削鋼
US20200399724A1 (en) Cast iron inoculant and method for production of cast iron inoculant
PL194646B1 (pl) Stal automatowa do stosowania w konstrukcjach maszyn
JP3706560B2 (ja) 切屑処理性および機械的特性に優れた機械構造用鋼
EP1270757A1 (en) Machine structural steel being free of lead, excellent in machinability and reduced in strength anisotropy
JP4041413B2 (ja) 切り屑処理性に優れた機械構造用鋼、およびその製造方法
US4326886A (en) Steel for cold forging having good machinability and the method of making the same
EP1262573A1 (en) Free-cutting steel
KR100864910B1 (ko) 쾌삭성 구리합금
JP3391536B2 (ja) 高強度歯車用浸炭用鋼
JP3740042B2 (ja) 硫化物系介在物の形態制御方法
AU2006241390B2 (en) Free-cutting steel having excellent high temperature ductility
JP2001152280A (ja) 快削鋼
JPH07188853A (ja) 歯車用浸炭用鋼
JP3496804B2 (ja) 快穿孔鋼
JP2003034841A (ja) 被削性に優れた機械構造用鋼
JP3940213B2 (ja) 機械構造用鋼