TWI296012B - - Google Patents

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1296012 (1) 九、發明說明 【發明所屬之技術領域】 本發明係有關未含Pb之具有良好被削性低碳硫黃系快 削鋼材及其製造方法者。又，其中所記載之鋼材係指熱軋 之鋼線材、鋼棒等者。 【先前技術】 不太注重機械性質，只重視被削性之部品類、主要藉 由切削大量製作之零件部品的螺絲類、管接頭類等中，使 用添加大量S之低碳硫黃系快削鋼者。做爲具良好被削性 之快削鋼者，除添加S之外更含有Pb之複合快削鋼亦被廣 泛使用之。惟，Pb乃對於健康有害之有害物質者、儘量削 減快削鋼中Pb之使用量爲宜。Te亦被使用之，惟，其不但 有毒且，阻礙熱加工性，因此，被要求減少之。 提昇低碳硫黃系快削鋼被削性之討論截至目前亦不勝 枚舉。其大半爲有關硫化物系介在物之數量、尺寸、形態 之控制者（專利文獻1、2、3、4、5、6 )。 又，硫化物系介在物之尺寸、形態的控制中被揭示鋼 材中氧量爲重要者（專利文獻7)。又被揭示出鋼前之熔 鋼中氧量之控制亦爲重要者（專利文獻8 )。 更規定氧化物系化合物者亦爲多數者（專利文獻9、 10、 11、 12、 13) 〇 另外，介在物以外之組織、特性（基質特性）對於被 削性之影響亦極重要，惟，針對此等技術卻極少重視之。 -5- (2) 1296012 如：規定連續往壓延方向之帶狀波來鐵組織者（專利文獻 1 4 )、規定初析肥粒鐵中固熔C量者（專利文獻1 5 )。 又，含有低碳硫黃系快削鋼3:0.16〜0.5〜1%、>^: 0.003 〜0.03wt%、氧：1 OOppm以上、3 00ppm以下，相較於 先行技術之連續鑄造法的快削鋼，含較多之N後，切削中 可控制工具面所生成之構成刃端量。 亦有做成被削性與造塊材爲同等以上之例者（專利文 獻 16 )。 專利文獻1 :專利1 6 0 5 7 6 6號公報（申請專利範圍） 專利文獻2 :專利1 907099號公報（申請專利範圍） 專利文獻3 :專利2 1 29 8 69號公報（申請專利範圍） 專利文獻4 :特開平9 - 1 5 7 7 9 1號公報（申請專利範圍 ) 專利文獻5 :特開平1 1 — 2 9 3 3 9 1號公報（申請專利範 圍） 專利文獻6 :特開2 0 0 3 - 2 5 3 3 9 0號公報（申請專利範 圍） 專利文獻7 :特開平9 — 3 1 5 2 2號公報（申請專利範圍 ) 專利文獻8 :特開昭5 6 — 1 0 5 4 6 0號公報（申請專利範 圍） 專利文獻9 :專利1 605 766號公報（申請專利範圍） 專利文獻10:專利1907099號（特公平4 — 54736號） 公報（申請專利範圍） -6 - (3) (3)1296012 專利文獻1 1 :專利2922 1 05號公報（申請專利範圍） 專利文獻12 :特開平9 — 7 1 83 8號公報（申請專利範圍 ) 專利文獻13 :特開平1〇 - 1 5 8 78 1號公報（申請專利範 圍） 專利文獻14:專利2125814號（特公平1— 11069號） 公報（申請專利範圍） 專利文獻15 :專利27409 8 2號公報（申請專利範圍） 專利文獻16:專利2 1 29869號（特公平8 — 949號）公 報（申請專利範圍） 該各公報所揭示之各技術，其快削鋼被削性之提昇雖 重，惟，特別於成型加工之加工修飾面粗細度之面，仍未 能取得理想之被削性。 如：該專利文獻8所揭示之技術中，針對鋼中之介在 物做成長徑5μηι以上、短徑2μιη以上、長徑/短徑比爲5以 下之MnS爲總MnS系介在物之50%以上、氧化物系介在物 中Al2〇3之含有率爲平均15%以下之規定。惟，務必使Pb 、Bi及Te之總量爲含有0.2 %以上者，未添加此等元素將未 能取得理想之被削性者。 又，做成該專利文獻7、8，爲控制硫化物系介在物之 尺寸、形態，雖控制鋼材、熔鋼中之氧量，惟，實際氧量 卻高至1〇〇〜500ppm者。如此高氧之水準下，不僅大量產 生對於被削性之有害氧化物系介在物，亦易造成表面瑕疵 產生原因之氣孔的生成。 1296012

【發明內容】 本發明鑑於上述問題點，進行提供一種未添加有毒性 之Pb、Bi、Te等特殊元素，仍可製造具良好加工修飾面粗 細度良好之被削性低碳硫黃系快削鋼材及其理想之製造方 法爲其目的者。 爲達成該目的，本發明具有具好加工修飾面粗細度之 低碳複合快削鋼材之主旨係由於質量％下含有C : 0.02〜0.12%、Si : 0.01% 以下、Μη : 1.0〜2.0%、P : 0.05 〜0.20 %、S ： 0.30 〜0.60 %、Ν ： 0.007 〜0.03 %、且，Μη 與S之含量分別滿足Mn*S: 0.40〜1.2、Μη/S 2 3.0之關係， 殘份Fe及不可避免之不純物所成，金屬組織由肥粒鐵、波 來鐵組織所成之鋼材者，此鋼材之直徑做爲d ( mm )時， 鋼材中硫化物介在物之平均寬度（μηι)爲2.8*log d以上 者，且，該金屬組織之初析肥粒鐵硬度爲HV 13 3〜150者。 爲達成此目的，本發明加工修飾面粗度良好之低碳複 合快削鋼材另一主旨係由於質量下，含有C : 〇·〇2〜0.1 2% 、Si : 0.01%以下、Μη : 1·0 〜2.0%、Ρ : 〇·〇5 〜0.20%、S : 0.30〜0.60%、Ν: 0.007〜0.03%、且，Μη與S之含量分別滿 足Mn*S: 0.40〜1.2、Mn/S 23·0之關係，殘份Fe及不可避 免之不純物所成，金屬組織爲肥粒鐵•波來鐵組織所成之 鋼材者，此鋼材之直徑做成d ( mm )時，鋼材中硫化物係 介在物之平均寬度（μιη)爲2.8*log d以上者’且’藉由 變形速度0.3 mm/mi η之壓縮試驗取得之變形度爲〇·3時之變 (5) 1296012 形阻力，而，200°C與25°C之變形阻力差爲llOMPa以上， 200MPa以下者〇 又，此具良好加工修飾粗細度之低碳複合快削鋼材的 理想製造方法主旨係鑄造具有該成份之鋼時，控制鑄造前 熔鋼中游離氧（Of)於30ppm以上，未達lOOppm者，同時 Of與S之比Of/S爲0.005〜0.030者。 快削鋼材之加工修飾面粗細度大致依存其構成刃端之 生成、大小、形狀及均勻性者。構成刃端係部份被削材附 著於工具面上，剛好做爲部份工具，被削材特別於初期降 低加工修飾面粗細度。此構成刀端僅於某一條件下產生， 而通常，業界之快削鋼材切削條件多半爲生成構成刃端之 該條件者。 而另一面，構成刃端可保護工具之刃端，亦有提昇工 具壽命之效果。因此，綜合所見，若無構成刃端（抑制產 生）將失策，安定生成構成刃端者乃使大小、形狀均勻化 之重點者。 因此，本發明中藉由Mn S介在物之大型球狀化，固熔 Ν之增大後，可安定生成構成刃端，同時可使大小、形狀 呈均一化者。更於該肥粒鐵·波來鐵複合組織成鋼之金屬 組織中控制初析肥粒鐵之硬度後，安定生成構成刃端’同 時大小、形狀呈均一化之極大特徵。 又，本發明另一特徵可變更化初析肥粒鐵之硬度控制 ，藉由鋼材之壓縮試驗、使高溫溫度之變形阻力與室溫溫 度之變形阻力之差做成理想範圍者，亦與該初析肥粒鐵之 -9 - (6) 1296012 硬度控制時相同可使構成刃端安定化者。 藉由此等方法，本發明特別可提昇鋼材成型加工 工修飾面粗細度。 【實施方式】 [發明實施之最佳形態] (鋼材組織） 0 本發明低碳硫黃系快削鋼材係以提昇被削性爲前 做成肥粒鐵與波來鐵之複合組織者。更爲提昇成型加 . 加工修飾面粗細度。本發明首先使此複合金屬組織之 肥粒鐵之硬度控制於HV 133〜150，較佳者爲HV 135 % 〇 ' 藉由此，切削加工中減少快削鋼材被削中之加工 - ，安定生成構成刃端、大小、形狀呈均一化，特別於 加工中可提昇加工修飾面粗細度。影響構成刃端安定 φ 主因者其快削鋼材被削中加工硬化之影響極大。而， 被削中此加工硬化量減少，即可安定生成構成刃端。 ，該初析肥粒鐵之硬度規定係減少被削中快削鋼材之 硬化量、或縮小加工硬化量爲最適範圍之規定者。 當初析肥粒鐵硬度超出HV 150，更嚴格者爲超丨 • 1 45時，雖縮小快削鋼材之加工硬化者，惟，初析肥 太硬、切削阻力較高，將促使工具磨損。其結果，降 、 具壽命，亦降低加工修飾面粗細度。 反之，初析肥粒鐵之硬度若未達HV 133，更嚴 之加 提， 工之 初析 〜1 45 硬化 成型 性之 只要 因此 加工 ±1 HV 粒鐵 低工 格者 -10- (7) 1296012 未達Η V 1 3 5時，則初析肥粒鐵太軟，快削鋼材之被削中 加工硬化明顯變大。結果，造成構成刃端生成之不安定， 大小、形狀不均，加工修飾面粗度明顯降低。 藉由控制此初析肥粒鐵之硬度後，亦可提昇冷粒拔後 之被削性。因此，通常於快削鋼材之切削加工前進行之。 冷拉拔，冷延伸線之減面率即使下降，換言之，未藉由此 等冷加工之加工率，亦可取得同一被削性之優點。先行技 術之此等冷加工係爲提昇快削鋼材之形狀、尺寸精密度而 進行者，亦爲提昇被削性而進行之。惟，爲提昇此被削性 時，務必使減面率大至某程度者，此乃恐使原本之冷加工 目的之形狀、尺寸精密度反而受阻面出現，亦降低冷加工 作業性、效率性者。因此，藉由本發明後，針對提昇原本 冷加工目的之形狀、尺寸精密度上，進行冷加工具極大優 點者。更且，未藉由冷加工之減面率，且，即使降低冷加 工之減面率仍可取得具同一被削性之優點。 初析肥粒鐵之硬度測定係於飩刻取出試料之金屬組織 後，使用載重5kg以下之市販微小之維氏硬度計，僅測定 鋼組織內之初析肥粒鐵部份之硬度後可進行之。惟，此時 ，呈鋼材微小部份測定，因此，考量鋼材整材不均度，往 鋼材長度方向，經（厚度）方向，進行合計約1 5個處之複 數個處的測定，該平均做成初析肥粒鐵之硬度。此測定個 處亦可爲1 5個處以上者。又，呈部份微小初析純度粒鐵之 測定，因此，測定數據中由測定數據水準進行考量後，其 硬度可能特別高，或出現極低之硬度値。此時，除此等値 -11 - (8) 1296012 之外，做成平均値之者宜。 初析肥粒鐵硬度之控制係藉由組合後述之P、N或更 組合Cu、Ni等特定元素後之固熔強化，且，組合後述熱軋 溫度，熱軋後之冷卻速度等製造條件後進行之。一般，做 爲固熔強化元素者除上述元素之外，亦有Si、Mn、Cr等 者，惟，本發明分別如後述理由下，未使用此等元素。 (壓縮試驗） 爲安定生成構成刃端，規定以上說明之初析肥粒鐵硬 度，又，即使未直接測定初析肥粒鐵之硬度，仍可藉由控 制鋼材壓縮試驗之變形阻力達成之。換言之，藉由鋼材壓 縮試驗之變形阻力仍與初析肥粒鐵之硬度相同，可評定構 成刃端生成之安定性。 如上述，構成刃端係於被削中被削材之材質附著於工 具面上，其剛好做爲工具之一部份，附與切削者。構成刃 端係藉由被削材所形成者。因此，於切削中重覆進行成長 與脫落。故，依工具之處所，而變更其構成刃端之大小， 藉此，影響快削鋼材之加工修飾面粗細度。構成刃端於切 削屑與構成刃端之界面受到局部性大塑性變形後，而產生 切削屑。此塑性變形所接受處不均時’將使構成刃端出現 忽大忽小之變動。因此’爲使構成刃端於安定化者，使此 塑性變形爲集中之個處於構成刃端與切削屑之界面呈固定 集中，塑性變形之集中個處未變動呈另一個處者宜。 構成刃端中具溫度分佈，而，做爲代表該塑性變形之 -12- 1296012 Ο) 集中適度之指標者如：藉由鋼材之壓縮試驗後，出現高溫 溫度之變形阻力與室溫溫度之變形阻力之差者。此溫度之 變形阻力之差做成適當範圍者後，與控制初析肥粒鐵之硬 度時相同，使該塑性變形之集中個處可固定集中於構成刃 端與切削屑之界面，可使構成刃端呈安定化者。此溫度之 變形阻力差係本發明所規定壓縮試驗之200 °C與25 °C之變 形阻力之差者。更具體而言係藉由變形速度0.3mm/min之 壓縮試驗所得之變形爲0.3時其變形阻力之200°C與25 °C之 變形阻力之差者。本發明中使藉由壓縮試驗之200 °C與25 °C之變形阻力差做成UOMPa以上，200MPa以下者。 當該200°C與25t之變形阻力差爲未達UOMPa時，則 該初析肥粒鐵將太軟，於快削鋼材之被削中其加工硬化明 顯變大，因此，塑性變形之集中個處不易集中於構成刃端 與切削層之界面，而變動之。而使構成刃端呈不安定者、 大小、形狀均不一，加工修飾面粗細度明顯降低。 反之，該200°C與25°C之變形阻力差若超出200MPa， 則該初析肥粒鐵將太硬，切削阻力變大，促使工具磨損。 結果減少工具壽命，同時降低低加工修飾粗細度。 使鋼材壓縮試驗之室溫25 °C至200 °C的變形阻力差藉 由此最適化後，與該初析純鐵之硬度控制相同，可安定生 成構成刃端者。 圖2顯示鋼材之變形阻力之壓縮試驗溫度的變化。圖 中，黑三角印爲後述實施例3之發明例52，黑四角印爲後 述實施例3中比較例3 8者。該圖2顯示藉由變形速度 -13- (10) 1296012 0.3mm/miri之壓縮試驗所取得變形爲〇·3時之變形阻力者。 : 由圖2證明，相較於比較例’發明例於各溫度之變形 、 阻力大。發明例，比較例由室溫2 5 °C之變形阻力均上昇’ 於200。(：下之變形阻力顯示呈最大者，愈高其溫度之高溫 _ 則變形阻力將明顯降低。 同一鋼材中，此變形阻力爲上昇範圍者’室溫25 °C與 2 00 °C之變形阻力差影響該塑性變形集中之個處集中度與 構成刃端安定化極大。因此’本發明中藉由上室溫25C至 2 00 °C之變形阻力差後進行規定被削性者。 , 此室溫2 5 °C至2 0 0 °C之變形阻力差其藉由該初析肥粒 鐵硬度所規定後鋼材可評定爲爲良好之被削性者。換言之 ，壓縮試驗後200°C與25°C之變形阻力差爲llOMPa以上， ‘ 200MPa以下之範圍與複合金屬組織中初析肥粒鐵硬度爲 . HV 13 3〜15 0之範圍者可謂最理想者。 又，壓縮試驗中變形愈大，由室溫25 °C至200 °C之變 φ 形阻力差愈明顯。圖3代表分別變形爲0.1、0.2、0.3時該 發明例與比較例之室溫25 °C至200 °C之變形阻力之差者。 圖中，自棒曲線圖爲比較例，斜線棒曲線圖爲發明例者。 圖3證明，變形愈大，室溫25 °C至2 00°C之變形阻力差愈明 顯。惟，壓縮試驗中變形大於〇·3以上，而變形爲0.3時則 ' 室溫25°C至200°C之變形阻力差並無明顯差異，因此，壓 \ 縮試驗之變形條件做成0.3。 _ 本發明所規定藉由該壓縮試驗取得變形爲0.3時其變 形阻力200 °C與25 °C之變形阻力差可與初析肥粒鐵硬度之 -14- (11) 1296012 控制相同控制之。亦即，組合後述之P、N，或更組合Cu 、Ni等特定元素之固熔強化，且，組合後述之熱乳溫度， 熱軋後之冷卻速度等製造條件後進行之。 (鋼材組成） 以下針對本發明低碳硫黃系快削鋼材組成（單位：質 量％ )，包括各元素受限之理由進行說明之。 本發明快削鋼材如上述，不太重視機械性性質，注重 被削性之部品類，藉由切削大量製作之主要以小物部品之 螺絲類，管接頭類等做爲適用對象者。惟，此等適用對象 (用途）所要求之被削性以外，務必具備某強度等特性， 、線材、棒鋼等鋼材製造時之加工性等者。且，此鋼材製 造中’配合後述製造條件後，爲做成該肥粒鐵•波來鐵複 合組織’其化學成份組成亦極重要者。 因此，本發明鋼材之基本化學成份組成爲具備該組織 條件，各特性，質量％下含有C : 0.02〜0.12%、Si : 0.01% 以下、Μ η : 1 · 〇 〜2 · 0 %、Ρ : 0 · 0 5 〜0 · 2 0 %、S : 0 · 3 0 〜0 · 6 0 %、 Ν : 0.007〜0.03%、且，Μη與S之含量分別滿足Mn*S ( =Μη xS) : 〇·40〜1·2、Mn/S 23.0之關係，殘份部份Fe及不可避 免之不純物所成者。 必要時，該成份組成中，更規定做爲不純物之元素者 規定Cr : 〇·04%以下、及Ti、Nb、V、Al、Zr總量爲 0.0 2 0 %以下者。 更於必要時，更含有1種或2種選自Cu :起出0.30%， -15- (12) 1296012 1.0%以下、Ni :超出〇·20%，1.0%以下者於該成份組成中 C ： 0 · 0 2 〜0 · 1 2 % ° C係確保鋼之強度，爲確保該初析肥粒鐵之硬度、壓 縮驗後200 °C與25 °C之變形阻力差而含有者。當C含量未達 0.02%則鋼之強度，該初析肥粒鐵之硬度將不足。同時， 靭性，延伸性過剩，被削性亦降低。反之，C含量超出 $ 0.1 2 %時，則強度，該初析肥粒鐵之硬度太高，反而降低 被削性。因此，C之下限以0.02%者宜，0.03%爲較佳，其 f 上限以〇 · 1 2 %爲宜，較佳者爲〇 · 〇 7 %。 Μη: 1.0 〜2.0% Μη與鋼中之S結合後形成MnS之硫化物，提昇被削性 • 者。又，FeS生成後控制赤熱脆性。爲發揮此等效果，使 . Μη之下限做成1·〇%。惟，Mix具脫酸效果，因此，含量超 出2.0%時，將使鑄造前之熔鋼中游離氧（〇〇進行脫酸， φ 呈MnS之大型球狀化之必要〇f量將不足。且，強度上昇過 剩，反而降低被削性。因此，Μη之上限做成2.0%爲宜， 更使與後述S之關係’規定含量後，使控制不發揮該脫酸 效果，主要寄與MsS硫化物之形成者。 P ： 0.05 〜0.20% - P藉由固熔強化後，控制初析肥粒鐵硬度於 ； HV133〜150之範圍，藉由壓縮試驗後控制200 °c與25°c之 - 變形阻力差後，提昇被削性之重要元素者。亦即，本發明 中，P之固熔強化後與後述之N固熔強化，或選擇性含有 -16- (13) 1296012

Cu、Ni之固熔強化相互組合後，組合後述熱軋溫度，熱軋 後之冷卻速度等進行後，可控制初析肥粒鐵硬度，壓縮試 驗後200 °C與25 °C之變形阻力差爲上述範圍者。爲發揮此 效果，務必含有0.05%以上之P。另外’含P量超出0.20% 其效果爲飽和者，因此，上限爲0.20%者。 S : 0.30 〜0.60 %

S係與Μη形成硫化物後，可提昇被削性之元素者，若 未達0.3 0%則該效果將太低。反之，含量超出〇·60%則恐將 降低熱加工性。因此，下限以0.30%爲宜，較佳者爲0.35% ，其上限以0.60%爲宜，較佳爲0.50%者。 該S與Μη之關係以分別滿足Μη與S之含量爲Mn* S ( =Mn xS) :0.40〜1.2，1^11/8 23.0之關係者。圖1係代表本 發明Μη與S之含量關係圖者。圖1中，橫軸爲Μη含量（％ )，縱軸爲S含量（％ )者，由左下往右上之直線代表 Mn/S = 3.0之Mn/S之下限，由右下往左上之複數曲線分別 代表Mn*S者。Mn*S之曲線係由圖之左側分別顯示 Mn* S = 0.4 0 Μη * S = 0.4 5 、 Μη * S = 0.5 、 Μη * S = 0.8 、

Mn*S = l.〇、Mn*S = 1.2 之曲線者。 圖1中，Mn/S d.O之關係代表低於Mn/S = 3.0直線之下 側區域者。又，Mn* S爲0·4〇以上之區域分別代表 Mn*S = 0.40曲線之上側區域，Mn*S爲I.2以下之區域代表 Mn* S = 1.20曲線之下側區域者。因此，本發明中，Μη與S 之含量爲分別之含量範圍，與完全滿足Mn*S: 0.40〜1.2、 Mn/S 23.0關係之範圍者係代表斜線內之範圍者。其中， -17- (14) 1296012 該Mn*S之下限者，Mn*S = 1.0與Mn*S = 0.8分別代表理想甚 '至更理想之Mn* S之上限者。 ^ 理想之Μη與S之含量爲Mn*S: 0.40〜1.2之範圍，較佳 者爲0.45〜1.0，更佳者爲0.5〜0.8，若超出該各上限時，則 > S量將太大’而降低務必控制MnS形態之游離氧量。因此 降低被削性。反之，未達該各下限時，則減少MnS之絕對 量而降低被削性，或增加游離氧量，增大生成氣孔之危險 • 性。

Mn/S未達3.0時，生成FeS後，將降低熱軋等之加工性 ,，鋼材之製造本身出現困難。 S i : 0 · 〇 1 % 以下。

Si具有脫酸效果，因此，鑄造前之熔鋼中游離氧（Of • )進行脫酸後，使MnS呈大型球狀化之Of量不足。當含Si - 量超出0.01%則該影響明顯出現，且，超出0.01%則生成硬 質氧化物，被削性將極端下限。因此，含Si量止於0.01% ❿ 者宜。 N: 0.007〜0.02%° N與該P爲相同者，係藉由固熔強化後，控制初析肥 粒鐵硬度於HV 133〜150之範圍者之重要元素者。且，N藉 由固熔強化後，鋼材之動態變形時效明顯，亦使構成刃端 - 安定化生成爲重要效果者。鋼材之動態變形時效係使生成 ； 構成刃端具安定化之效果者，鋼材動態變形時效愈明顯， ，其構成刃端愈可安定生成，大小、形狀呈均一化者。且， 鋼材動態變形時效愈明顯，壓縮試驗之200 °C與25 °C的變 -18 - (15) 1296012 形阻力差變大’亦具可控制於該規定範圍之效果者。N更 具有改善被削性，特別是表面粗細度之效果。 β 爲發揮此等效果，務必含N爲0.007%以上者，若未達 0.0 0 7 %則此等效果將不足。反之，含Ν量超出〇 . 〇 2 %時， _ 初析肥粒鐵之硬度將太硬，降低熱軋等加工性。因此，理 想含Ν量以下限爲0.007%，上限爲〇·〇2%者宜。 [固溶氮] 此等氮之效果，特別爲擴大鋼材動態變形時效，與該 * Ν熄量，同時使鋼材之固熔氮（固熔Ν)做成70ppm以上者 宜。該N之總量再多，固熔氮若未達70ppm則未能擴大鋼 材動態變形時效，恐無法使壓縮試驗之200 °C與25 °C的變 ' 形阻力差變大。 - 由於鋼材固熔氮量增加，如後述，Ti、Nb、V、A1、

Zr等氮化物生成元素則減少。又，最終熱加工（熱軋、熱 φ 鍛造）時之加熱溫度呈高溫化，可有效提昇隨後之冷卻速 度。 鋼材之固熔氮量如下式，藉由不活性氣體融解熱傳導 度法，求出鋼材之N總量（緦氮量），再由鋼材進行電解 萃取後，藉由靛酚吸光光度法扣除所定量化之化合物型氮 ' (析出氮）之含量後進行求取之。固熔氮量（ppm )=總 二 氮量一化合物型氮量。 [氧] •19- (16) 1296012 本發明之鑄造具上述成份之鋼時，控制鑄造前熔鋼中 游離氧（Of)爲30ppm以上、lOOppm以下，且，Of與S之 比Of/S爲0.005〜0.03 0者。本發明之MnS除以MnS所代表之 S爲主化合物之外，亦含固熔氧，或與氧化物複合之MnS 。因此，固熔於MnS，或複合之氧大大影響MnS之尺寸、 形態者。而，此等MnS係於鑄造前之熔鋼中所生成者。此 說明，即使於製品鋼材之階段規定氧量並無意義，務必於 φ 鑄造前熔鋼中之階段下，同時控制游離氧量者方可。亦即 ，MnS形態係決定鑄造前熔鋼中之Of量，使鑄造前熔鋼中 .之Of於該範圍後，可使MnS呈大型球狀化，提昇被削性。 鑄造前熔鋼中之Of未達3〇ppm、及Of/S未達0.005時， 則無法使MnS呈大型球狀化，未能提昇被削性。反之，鑄 • 造前熔鋼中之Of超出lOOppm及Of/S超出0.03 0時，則Of增 - 加，增加生成氣孔之危險性。 此熔鋼中之Of控制可適當組或選擇MnS量之控制， φ Al、Si等強脫酸元素量之控制，礦渣罩組成之控制，或

Fe〇強制添加後達平衡狀態前之鑄造，等方法後，進行之 〇 此熔鋼中Of之測定係使用由氧濃度淡電池與溫度傳感 器之熱電對所構成之市售的浸漬式消耗型熔鋼氧傳感器， ' 測定起電力後，以演算器換算成氧濃度後，測定游離氧者 二 。此等起電力之測定及演算時，使用YAMARI —

- ELECTRONITE CO·， LTD HY-OP DIGITAL INDICATOR MODEL者。 -20- (17) 1296012

Cr 及 Ti、Nb、V、Al、Zro

Cr、Ti、Nb、V、A1、Zr使對於被肖！I性有效之該固熔 N進行固著後’生成氮化物。因此’此等元素係減少固熔 N之量，降低被削性者。當Cr含量超出0.04%時，Ti、Nb 、V、A1、Zr之總含量超出0.020%時，則其不良影響將特 別明顯。故’本發明中，此等元素最好少量爲宜。理想之 Cr以0.04%以下，更佳者限定於0.02%以下。且，Ti、Nb 、V、A1、Zr元素之總量以0.020%以下爲宜，較佳爲 0.015%以下，更佳者爲〇·〇1〇%以下。

Cu、Ni 〇

Cu、Ni係固熔於肥粒鐵後，使肥粒鐵強化，而控制初 析肥粒鐵之硬度於Η V 1 3 3〜1 5 0之範圍者後爲有效者。因 此，亦可與該Ν同時使用之。爲發揮此效果，含1種或2種 選自Cu、Ni時，Cu做成超出0.30%，1.0%以下者，Ni爲超 出0.20%，1.0%以下者。當Cu爲0.30%以下，且，Ni爲 0.20%以下時，此等效果將消失，而，Cu爲超出1.0%，且 ，Ni超出1.0%則效果達飽和。

MnS之形態。 以下，針對鋼材中MsS (硫化物系介在物）之形態進 行詳細之說明。MnS之量，分布如上述，藉由組成，溶解 ，鑄造條件後幾乎可解決，而，該形態亦依其鑄造後之熱 乳、熱鍛造步驟變化之。MnS形態愈爲大型球形則愈不易 於壓延、锻造時延伸之’加工後仍具備大寬度形恶。MnS 之寬度亦於熱軋之鋼材、或隨後延伸線等冷加工鋼材中大 -21 - (18) 1296012 • 大影響被削性，一般寬度愈大愈可提昇被削性。依其鋼材 _ 之直徑不同其必要之平均寬度亦不同。如：相同體積、個 . 數、形態（寬度）之MnS存在於鋼材中時，直徑較小者其 被削性爲良好者，直徑愈大愈降低被削性。其中重視形態 者’即使直徑爲大者，亦可藉由充份寬度之MnS改善被削 性。 影響被削性之MnS平均寬度與鋼材之直徑之關係中， φ 必要之平均寬度以鋼材直徑做爲d (壓延後之線材、棒鋼 )時，做成2.8*log d(=2.8xlog d)以上者。MnS之最大 • 寬度未達此時，將降低被削性。

^ 如上述，本發明所謂之MnS中，除以MnS所代表之S 做爲主要化合物之外，氧被固熔，或亦含與氧化物複合化 • 之MnS者。此等硫化物亦相同具改善被削性之效果者。分 • 別之MnS最大寬度係藉由進行100倍倍率之光學顯微鏡觀 察結果之畫像解析後求取之，惟，觀察位置極爲重要，進 φ 行觀察以下之區域。對於被削性最重要部份係由鋼材外圍 表面深度O.lnim之位置至d/8爲止之區域者，因此，進行觀 察此區域。觀察時，於與壓延方向呈平行面之測定區域面 積做成6mm2以上者。又，直接於硏磨鋼材外圍表面進行 觀察者宜，無需進行鋼材外圍表面之蝕刻。另外，除長徑 ， 未達1 μ m之Μ n S之外，進行最大寬度之測定解析。此係長 ·· 徑未達Ιμπι之MnS其測定誤差大，且對於被削性之影響小 • 者。 又，該專利文獻10中，做爲MnS規定要素之一者爲限 -22- (19) 1296012 定短徑爲2μιη以上者，惟，不同鋼材直徑之大小，以同一 規格後，大鋼材直徑時，若MnS之最大寬度不大則將無法 ‘ 提昇被削性效果。 ~ (製造方法） 針對本發明之理想鋼材製造條件進行以下說明。 首先，本發明於熔製、鑄造具有上記成份之鋼時，爲 φ 使MnS呈大型球狀化，提昇被削性，如上述，控制鑄造前 熔鋼中之游離氧（Of)爲30ppm以上，未達lOOppm，同時 . ，使Of與S之比Of/S爲0.005〜0.030者。 再於鋼片（鑄片）之熱軋時，爲控制該MnS之最大寬 度，使熱軋時之鋼片加熱溫度爲至少1 000 °C者宜，更佳者 ’ 爲l〇40°C。此鋼片之加熱溫度其鋼壞於離開加熱爐階段進 - 行測定之。 又，爲使本發明低碳硫黃系快削鋼材提昇被削性，做 φ 成肥粒鐵與波來鐵之複合組織，更使初析肥粒鐵硬度控制 於HV 133〜150時，隨後熱軋溫度做成肥粒鐵區域，或肥 粒鐵•奧氏體區域爲有效者。 爲控制初析肥粒鐵硬度於Η V 1 3 3〜1 5 5，藉由壓縮試 驗之200 °C與25 °C變形阻力差爲做成上述規格，控制熱軋 • 後冷卻速度爲其重點。熱乳後，軋鋼管線衝風冷卻、水冷 ' 、重霧，等加速冷卻可有效增加初析肥粒鐵硬度。本發明 . 中，更由肥粒鐵變態後快速冷卻，呈基本之組織形態，純 粒與波來鐵之複合組織未變化，可提昇初析肥粒鐵之硬度 -23- (20) 1296012 . 。又，藉此可使壓縮試驗之200 °C與25 °C變形阻力差做成 上述規格。 .針對此熱軋後之冷卻速度，熱軋之鋼線材於軋鋼管進 行冷卻時，實質上載置於軋鋼管後，使至少呈500 °C之平 均冷卻速度V ( °C /S )以1.0°C /S以上進行風冷者宜。所謂 「實質載置」係指於某風冷設備之最初個處的載置之意。 以軋鋼輸送機進行冷卻時之線材冷卻速度嚴格上，依其線 φ 材線圈之疏部與密部而異，意指此等冷卻速度之平均冷卻 速度。 . 熱軋後之線材、棒鋼於必要時，施行延伸線、拉伸等 冷加工後，今機械加工，做成製品。 [實施例1] 以下進行本發明實施例之說明。實施例1、2首先控制 初析肥粒鐵之硬度，確定提昇鋼線被削性之效果。 變更各種該成份組成，熱軋條件之鋼線以實機取得後 ，進行此鋼線被削性等之各種評定。亦即，使下記表1、2 (表2係延續表1 )所示之1〜14各組成低碳鋼片做成20°C /S 之鑄造凝固時冷卻速度後，進行熔製。表2中，鑄造前熔 鋼中亦顯示Of量與Of/S之値。 而，於下記表3所示條件下，使此等鋼片進行加熱， 熱軋後，製造鋼線材，取得表3所示各線經之鋼線。又， 表3表示壓延後之冷卻速度除壓延圖案C之外，代表加工修 飾壓延後，於軋鋼輸送機上載置鋼線材後，開始進行衝風 -24- (21) (21)1296012 冷卻，冷卻至500 °C時之平均冷卻速度。表3以*印所示之 壓延圖案C時，以平均冷卻速度0.8t： /S進行冷卻至6〇〇°C 爲止後，於2.5°C /S進行加速冷卻爲600°C以下者。此等熱 軋後之冷卻速度係組合線圈狀線材之環間距的控制’漸冷 罩的使用，風冷時之風量、風向等，進行適當控制。 表3顯示以上所製造鋼線材MnS平均寬度與MnS平均寬 度鋼材之直徑（直徑d )之關係（2.8*log d )，初析肥粒 鐵之硬度（HV )。此等分別以前述方法進行測定之。又 ，進行所製造鋼線材組織之觀察後，均呈肥粒鐵•波來鐵 組織者。 另外，進行所製造鋼線材之被削性試驗。被削性試驗 係切飢鋼垢，或以無心硏磨機去除之線材固定於呈軸心旋 轉之旋轉盤後，針對此線材更高速工具鋼（SKH4 )呈垂 直輸入進行成型加工後，測定切削後之加工修飾面粗度。 成型加工之條件做成切削速度92m/min，工具輸送速度 0.03mm/rev、扎孔1.0mm者。又，加工修飾面粗度係藉由 JIS B060 1所規定之表面粗度測定法進行測定時之中心線 平均粗度Ra ( μιη)者。 由表1至表3證明，發明例2〜11、14之鋼線材其表1各 鋼2〜3、6由本發明化學成份組成範圍內所成者，且，Μη 與S之含量分別滿足Mn*S ·· 0·40〜1.2、Mn/S 23.0之關係。 又，鑄造前熔鋼中之Of控制爲30ppm以上，未達l〇〇ppm 之範圍者，〇f/S爲0.005〜0.03 0之範圍者。同時，壓延條件 亦分別於上述理想範圍者。 -25- (22) 1296012 此結果，鋼線材中之硫化物系介在物平均寬度（μηι )爲2.8*l〇g d以上者，且，金屬組織中初析肥粒鐵硬度爲 HV133〜150之範圍者。因此，加工修飾面粗度Ra爲33·6μιη 以下（27.9〜3 3 ·6μιη )者。此加工修飾面粗度同樣證明控 制了硫化物系介在物之數、尺寸、形態，相較於該專利文 獻6之加工修飾面粗度例34.8〜40.3 μιη亦較其理想者。 針對此，各比較例1、12、15、19〜22之加工修飾面粗 度Ra爲37.5〜48.2μιη之水準，相較於發明例，明顯出現不 良之被削性。又，比較例1 3、1 6〜1 8於壓延時產生割裂， 無法取得鋼線材自體。 如：比較例1其表1之鋼lMn*S低於下限0.40，不在標 準範圍者。比較例12之表2鋼4其鑄造前熔鋼中之Of爲未達 下限30ppm之極低者，Of/S亦未達下限0.005均不在標準範 圍。因此’ MnS之平均見度（μιη)未達2.8*log d之低値爲 標準範圍外者。 比較例15其表2之鋼7鑄造前熔鋼中之Of爲範圍外之未 達下限30ppm低値者。因此，MnS平均寬度（μιη)爲範圍 外之未達2.8*log d者。 比較例19其表1之鋼1 ΙΜη量爲2.2%之超出2.0%上限太 高者。又，表2之鋼1 1鑄造前熔鋼中之Of、Of/S亦低於下 限之範圍外者。 .比較例20其表1之鋼12S量爲0.28%之未達下限0.3 %低 値者。因此，MnS之平均寬度（μιη)亦未達2.8*log d之範 圍外者。 -26 - (23) 1296012 比較例22、22其表1鋼13、14之N量爲未達下限 0.007%之範圍外者。因此，初析肥粒鐵硬度爲未達HV 1 3 3之低値者。 由以上結果確定本發明要件之臨界意義者。

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•ON H ει SI II 01 -28- (25) 1296012 表2

(表1之接續） No. 鋼之化學成分（質量％) Of Of/S Mn/S Mn*S 1 0.0053 0.0161 3.6364 0.396 2 0.0048 0.012 3.75 0.6 3 0.003 6 0.0072 3.6 0.9 4 0.0026 0.0047 3.4545 1.045 5 0.0052 0.0116 2.8889 0.585 6 0.0065 0.0163 3.75 0.6 7 0.0028 0.0051 3.2727 0.99 8 0.0065 0.0171 2.8947 0.418 9 0.003 9 0.0075 2.8846 0.78 10 0.0105 0.03 2.2857 0.28 11 0.0019 0.0034 3.9286 1.232 12 0.007 0.025 3.9286 0.308 13 0.0063 0.0166 3.4211 0.494 14 0.0048 0.0107 3.3333 0.675 -29- 1296012

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dg^Mgs/psCNir^^p009 面溃变 s/poodKI -30- (27) 1296012 [實施例2] 以下與實施例1同法進行表4、5 (表5係接續表4 )所 示15〜26各組成低碳鋼片之熔製。表5中亦顯示鑄造前熔鋼 中Of量與Of/S之値者。又，熱軋條件係於實施例1之表3中 做成B之圖案者。於此等實機分別與實施例1同法評定所取 得鋼線之被削性等。 表6顯示所製造之鋼線材線直徑，MnS之平均寬度與 MnS平均寬度鋼材之直徑（直徑d)之關係（2.8*log d) ，初析肥粒鐵之硬度（Η V )。又，表6亦顯示所製造鋼線 材被削性試驗之加工修飾面粗度。另外，進行所製造鋼線 材組織之觀察後，均呈肥粒鐵•波來鐵組織者。

由表4〜6證明，發明例23〜26、31〜34、36之鋼線材其 表1各鋼15〜18、23〜26由本發明化學成份組成範圍所成者· ，且，Μη與S之含量分別滿足Mn*S : 0·40〜1.2、Mn/S 23.0之關係者。又，控制鑄造前熔鋼中之Of爲30ppm以上 ，未達lOOppm之範圍，Of/S爲0.005〜0.03 0之範圍者。同 時，壓延條件亦分別爲上述之理想範圍者。 此結果，其鋼線材中之硫化物系介在物平均値（μπι )爲2.8 *log d以上者，且，金屬組織中初析肥粒鐵之硬度 爲HV 13 3〜150之範圍者。因此，加工修飾面粗度Ra爲 37·6μιη 以下（3 0.9 〜3 7 · 6 μ m )者。 針對此，各比較例27〜30其加工修飾面粗度Ra爲 43.6〜48.3μπι之水準，相較於發明例，其明顯出現不良之 被削性。 -31 (28) 1296012 如：比較例27其表4之鋼19Ti、Nb、V、A1、Zr總量 爲超出上限0.020%者。 比較例2 8其表4鋼2 0鋼之N爲低於下限〇 · 〇 〇 7 %之範圍 外者。 比較例29其表4鋼21之N含量爲高於上限〇·〇3 5%之範 圍外者，因此，切削後之表面品質降低、無法測出加工修 飾面粗度Ra者。 比較例3 0其初斷肥粒鐵硬度不在上限範圍內者。 由以上結果確定本發明要件之臨界意義。

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I (30) 1296012 表5

(表4之接續） No. 鋼之化學成分（質量％) Of Of/S Mn/S Mn*S 15 0.0056 0.016 3.4286 0.42 16 0.0057 0.0158 3.1944 0.414 17 0.0065 0.0186 3.4286 0.42 18 0.006 1 0.0174 3.7143 0.455 19 0.0056 0.0165 3.5294 0.408 20 0.0057 0.0163 3.2857 0.4025 2 1 0.0058 0.0171 3.5294 0.408 22 0.0048 0.0101 3.3333 0.675 23 0.0059 0.0169 3.4286 0.42 24 0.0068 0.0194 3.2857 0.4025 25 0.0056 0.0156 3.3333 0.432 26 0.0055 0.0162 3.5294 0.408 -34- 1296012 (31 $ 尾郜鎞 SB孽郜激 iJ-x1^ iJLA Ml尾郜微 孽郜粼 §0

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寸Co coco CNICO T—coοε 6CN OOCNJ ZCNI 93 LOCNJ 寸csl COCNJ -35- (32) 1296012 [實施例3] 以下，藉由鋼材之壓縮試驗控制高溫溫度之變形阻力 與室溫溫度之變形阻力之差，確定鋼線被削性之提昇效果 〇 與實施例1同條件進行下記表7、8 (表8爲表7之接續 )所示27〜41各組成低碳鋼片之熔製。表8亦顯示鑄造前熔 鋼中之Of量與Of/S之値。此低碳鋼片於表9所示之加熱溫 φ 度，加工修飾壓延溫度、冷卻速度下，以實機取得熱軋之 鋼線（線直徑8.0mm )，分別進行此鋼線被削性等之評定 〇 ^ 又，表9所示壓延後之冷卻速度除壓延圖案C外，代表 加工修飾壓延後，於軋鋼輸送機上載置鋼線材後，開始進 • 行衝風冷卻，冷卻至500°C時之平均冷卻速度者。表9所示 • 壓延圖案C係以平均冷卻速度0.8°C /S冷卻至600°C後，使 600 °C以下以2.5 °C /S進行加速冷卻至室溫者。此等熱軋後 φ 之冷卻速度係組合線圈狀線材之環間距的控制、漸冷罩之 使用，風冷時之風量、風向等進行適當控制。 表10顯示，以上所製造鋼線材MnS之平均寬度與MnS 平均寬度之鋼材直徑（直徑d)之關係（2· 8* log d)、壓 縮試驗取得200 °C與25 °C之變形阻力之差，及固熔N量者 • 。又，所製造鋼線材其組織觀察結果均呈肥粒鐵·波來鐵 : 組織者。 . 變形阻力係使直徑8mm，高度l2mm之圓柱狀鋼線材 試驗片於加熱至室溫狀態之25 °C與200 °C狀態下進行壓縮 -36- (33) 1296012 試驗。而，壓縮試驗係於鋼線材試驗片與壓縮機架間挾住 超硬材，抑制磨擦後進行之，鋼線材試驗片之壓縮時變形 速度做成〇.3mm/min，分別於上記溫度求出變形爲〇.3時之 變形阻力。 另外，以上記方法進行測定鋼線材之MnS平均寬度及 固熔N量。 此等製造之鋼線材被削性評定亦與實施例1相同試驗 φ 條件測定加工修飾面粗度後進行之。此等結果示於表1 0。

表7、8之鋼4 1係由本發明化學成份組成範圍內所成者 . ，且，Μη與S之含量分別滿足Mn*S : 0.40〜1.2、Mn/S >3.0之關係。又，控制鑄造前熔鋼中之Of爲30ppm以上， 未達lOOppm之範圍，〇f/S爲0.005〜0.030之範圍。 ^ 由表10證明，使用此鋼41之鋼線材中，發明例49、51 - 、52其壓延條件亦分別呈表9之理想壓延冷卻條件內（B、 C、E )者，固熔N亦爲理想之70ppm以上者。此結果，此 φ 等發明例之鋼線材中硫化物系介在物之平均寬度（μηι ) 爲2.8*log d以上，且，藉由該壓縮試驗所取得之200°C與 25°C之變形阻力差爲llOMPa以上、200MPa以下之本發明 規定內者，加工修飾面粗度爲27.6〜31·5μπι者。

又，發明例4 9、5 1、5 2之初析肥粒鐵硬度爲Η V • 13 6〜142者，亦符合本發明之初析肥粒鐵硬度之規定者。 " 針對此，使用同鋼4 1之比較例5 0其壓延條件爲表9之

• Α者，冷卻速度太慢。因此，固熔Ν爲63ppm之極少値者， 鋼線材中硫化物介在物之平.均寬度（)即使爲2 · 8 * 1〇 S -37- (34) 1296012 d以上，惟，該壓縮試驗取得之200 °C與25 °C之變形阻力差 仍爲103之低於下限者。其結果比較例50之加工修飾面粗 度Ra爲3 6.8，相較於該發明例49、51、52，其被削性較爲 不良者。 比較例35即使其壓延條件爲表9之理想延冷卻條件中B 者，惟，所使用鋼27之Mn*S如表8所示，低於下限0.40之 範圍外者。且，固熔N爲52ppm之極少値。因此，該壓縮 φ 試驗取得之200 °C與25 °C之變形阻力差爲95之低於下限者 。其結果，比較例35之加工修飾面粗度Ra爲3 8.9相較於該 - 發明例其被削性爲不良者。

發明例36其使用鋼28爲本發明化學成份組成範圍內所 成者，壓延條件亦呈表9之理想壓延冷卻條件B者，固熔N ^ 亦爲理想之7〇ppm以上者。因此，鋼線材中之硫化物系介 • 在物平均寬度（μιη)爲2.8*log d以上者，且，該壓縮試 驗取得之200 °C與25 °C之變形阻力差爲ll〇MPa以上， φ 200MPa以下之本發明規定內者。其結果，加工修飾面粗 度Ra爲33.6μηι之被削性良好者。 比較例3 7如表8所示，其所使用鋼29之鑄造前熔鋼中 Of爲低於下限30ppm之範圍外者，Of/S亦低於下限0.005之 範圍外者。因此，壓延條件雖爲表9之理想壓延冷卻條件 • 內B者，而，鋼線材中硫化物系介在物之平均寬度（μιη ) ； 卻未達2.8*log d者，固熔Ν爲60ppm之低値者。故，該壓 • 縮試驗取得之2〇〇t與25°C變形阻力差爲102之低於下限者 。其結果，比較例3 7之加工修飾面粗度Ra爲42.6，相較於 -38- (35) 1296012 該發明例，其被削性爲不良者。 比較例3 8如表7、8所示，其所使用鋼3 0由本發明化學 成份組成範圍所成者，壓延條件亦呈表9之理想壓延冷卻 條件B者，惟，固熔N呈67ppm之極低値者。因此，該壓縮 試驗取得200 °C與25 °C之變形阻力差爲108之低於下限者。 其結果，比較例3 8之加工修飾面粗度Ra爲3 8 · 7，相較於該 發明例其被削性爲不良者。 φ 比較例3 9如表8所示，其所使用鋼3 1之鑄造前熔鋼中

Of爲低於下限30ppm之範圍外者，Of/S爲低於下限0.005之 .範圍外者。因此，壓延條件即使爲表9之理想壓延冷卻條 入B，其鋼線材中硫化物系介在物之平均寬度（μ m )仍未 達2.8* log d者。即使者，其加工修飾面粗度Ra仍爲39.2， ' 相較於該發明例，其被削性爲不良者。 ^ 比較例40如表8所示，所使用鋼32之Mn/S爲低於下限 3.0之範圍外者。因此，壓延條件即使表9之理想壓延冷卻 φ 條件B，其壓延時仍產生割裂，無法評定加工修飾面粗度 Ra等者。 比較例41如表8所示，所使用之鋼33Mn/S低於下限3.0 之範圍外者。因此，壓延條件即使呈表9之理想壓延冷卻 條件B，壓延時仍產生割裂，無法評定加工修飾面粗度等 * 〇 ； 比較例42如表7所示，使用鋼34之Μ呈低於下限1.0之 • 範圍外者。因此，壓延條件即使呈表9之理想壓延冷卻條 件Β，壓延時仍產生割裂，無法評定加工修飾面粗度^等 -39- (36) 1296012 者。 比較例43如表7，所使用鋼35之Μη超出上限2.0%爲太 ‘ 高者。又，如表8，其鑄造前熔鋼中Of低於下限30ppm爲 範圍外者，〇f/s低於下限0.005亦不在範圍內。因此，壓 延條件雖爲表9之理想壓延冷卻條件B者，惟，鋼線材中硫 化物系介在物平均寬度，固熔N，該壓縮試驗取得之2 0 0 °C與25 °C之變形阻力差均太低，加工修飾面粗度Ra爲47.0 φ ，相較於該發明例其被削性爲不良者。 比較例44如表7，所使用鋼3 6之S量爲0 · 2 8 %低於下限 . 0.3%之範圍外者。因此，如表8，Mn*S爲低於下限0.40% 之範圍外者。故其壓延條件雖爲表9之理想壓延冷卻條件B 者，惟，鋼線材中固熔N，該壓縮試驗取得之200 °C與25 、 °C之變形阻力差均爲太低者，加工修飾面粗度Ra爲46.3， - 相較於該發明例，其被削性爲不良者。 比較例45如表7，所使用之鋼37N量未達下限0.007% φ 之範圍外者。因此，壓延條件雖爲表9之理想壓延冷卻條 件B者，惟，鋼線材中固熔N，該壓縮試驗取得之20(TC與 2 5 °C之變形阻力差均爲太低者，加工修飾面粗度之Ra爲 4 8.2，相較於該發明例其被削性爲不良者。 比較例4 6、4 7、4 8如表8，所使用鋼3 8、3 9、4 0之鑄 • 造前熔鋼中Of、Of/S均起出上限。因此，壓延條件雖爲表 ： 9之理想壓延冷卻條件B，惟，鋼線材中之固熔N，該壓縮 . 試驗取得之200 °C與25 °C變形阻力差均爲太低，加工修飾 面粗度Ra爲3 6.8〜48.7，相較於該發明例其被削性爲不良 -40- (37) 1296012 者。 又，此等比較例之初析肥粒鐵硬度均未在本發明所規 定之HV 133〜150之範圍內，該發明例之初析肥粒鐵硬度 爲符合理想範圍內，重覆調整由此室溫25°C至200 t之變 形阻力差之理想規格者。由以上結果確定本發明要件之臨 界意義。

-41 - 1296012

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(表7之接續 No. 鋼之化學成分（質量％) Of Of/S Mn/S Mn*S 27 0.0053 0.01606 3.636 0.396 28 0.0042 0.00840 3.600 0.900 29 0.0026 0.00473 3.455 1.045 30 0.0063 0.01575 3.750 0.600 3 1 0.0028 0.00509 3.273 0.990 32 0.0065 0.01711 2.895 0.148 33 0.003 9 0.00750 2.885 0.780 34 0.0105 0.03 000 2.286 0.280 35 0.0019 0.00339 3.929 1.232 36 0.007 0.02500 3.929 0.308 37 0.0063 0.01658 3.421 0.494 3 8 0.016 0.04571 3.429 0.420 3 9 0.0158 0.04398 3.194 0.414 40 0.0186 0.05306 3.429 0.420 4 1 0.003 6 0.00735 3.673 0.882 表9 壓延 圖案 熱間1 g延條件 區分 加熱溫度 (°C) 加工修飾壓延溫度 (°C) 冷卻速度 (°C/min) A 1010 850 0.8 比較例 B 1010 855 1.8 發明例 C 1005 860 以〇.8°C/s進行冷卻至600°C後，以2.5 發明例 〇C/s進行加速冷卻 E 1150 855 1.8 發明例 -43- (40)1296012

% 比較例 發明例 比較例 比較例 比較例 比較例 比較例 比較例 比較例 比較例 比較例 比較例 比較例 比較例 發明例 比較例 發明例 發明例 被削性 加工修 飾面粗 度Ra (μ m) CJStOCO 卜 CM OCOC^CSJOO 卜 LOOOCM^O od CO 00 σί t^C〇C〇C»t£>C5〇r-tti)〇i>-C〇 CO -φ CO CO | | | 寸寸寸 coco 寸 COCOCViOa 骧 翳 固熔氮 (ppm) o oo »·〇〇0 ① 二卜 OOtO，r~< 寸 CO 卜①卜 壓縮試驗變 形阻力差 (MPa) 95 125 102 93 113 125 111 124 99 87 65 78 72 59 115 103 116 133 eg 平均 寬度 (//m) 2.53 2.59 2. 03 2.91 2,22 2· 83 2.29 2. 84 1.85 2.85 2.89 2.78 2. 77 2.85 2.86 2. 92 3,01 3. 09 2· 8* log d CO COCOOOCOPOCOCOCOCOCOCOCOCOCOCOCOOO inLnLOLOmLDCOLOLbLOLfilOLniOLQtOLOLO csjcv3i^c<icsicsicsii>icvicsicslcNicsic<icvlc<lcQc<i 1 1 〇〇〇〇〇〇〇〇〇〇〇〇〇〇〇〇〇〇 oo〇oo0<x)〇dix>oood«x)〇doc)〇0〇6〇do0odo6od 壓延 圖案 表9 pQCQ〇amcQ〇QcocaBQcx3cqpqcqcQPQ<:〇Cxj 翳; 0〇CT)0»—l〇3C〇Tt«L〇C〇l>-COCJ5〇T-l·»—tr—<r—t (MCVICQCOCOCOCOCO CO CO CO COCO 寸'寸寸 6 2： LDCD 卜 0〇〇>〇THCSJC〇 寸 UQ ①卜 QOCDO rHCSI COCOC^COCO 呀寸，寸寸呀 «寸寸 LOLDU5 -44 - (41) 1296012 [產業上可利用性] 如以上說明，本發明即使未添加具毒性之Pb、Bi、Te 等特殊元素，仍可提供一種加工修飾面粗度具良好被削性 之低碳硫黃系快削鋼材及其理想之製造方法者。因此，本 發明鋼材適用於注意被削性之部品類，藉由切削大量製作 爲主之零件部品之螺絲類、管接頭類等者。 【圖式簡單說明】 [圖1]係代表本發明中Μη與S含量之關係說明圖者。 [® 2]係代表鋼材之藉由變形阻力壓縮試驗溫度後其 所變化之說明圖者。 [|® 3]係代表鋼材壓縮試驗中，變形度與室溫25°C至 2 〇〇°C之變形阻力差之關係說明圖者。

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Claims (1)

1296012 ⑴ 十、申請專利範圍 1 · 一種具有優良加工修飾面粗度之低碳複合快削鋼 材，其特徵係含有質量％之C: 0·02〜0.12%、Si: 0.01%以 下、Μη: 1.0 〜2.0 %、ρ : 0.05 〜0.20 %、S: 0.30 〜0.60 %、Ν :0.007〜0.03%，且，分別滿足Μη與S之含量Mn*S : 0.40〜1.2、Mn/S 23.0之關係，殘餘部份Fe及不可避免之不 純物所成者，金屬組織由肥粒鐵•波來鐵組織所成之鋼材 φ ，此鋼材之直徑爲d ( mm )時，鋼材中硫化物系介在物之 平均寬度（μιη)爲2.8*log d以上者，且，該金屬組織中 _ 初析肥粒鐵硬度爲HV1 3 3〜150者。 2. —種具有優良加工修飾面粗度之低碳複合快削鋼 材，其特徵係含有質量％之C : 〇·〇2〜0.12%、Si : 0·01%以 * 下、Μη : 1.0〜2.0%、Ρ ： 0.05〜0.20%、S ： 0.30〜0.60%、Ν - ：0.007〜0.03%，且，分別滿足Μη與S之含量爲Mn*S : 0.40〜1.2、Mn/S 23.0之關係，殘餘部份Fe及不可避免之不 0 純物所成，金屬組織由肥粒鐵•波來鐵組織所成之鋼材， 此鋼材之直徑做爲d ( mm )時，鋼材中硫化物介在物之平 均寬度（μιη)爲2.8*log d以上者，且，藉由變形速度 0.3 mm/min壓縮試驗所取得之變形爲0.3時之變形阻力其 200°C與25°C之變形阻力差爲llOMPa以上，200MPa以下者 < 〇 ； 3 .如申請專利範圍第1項之具有優良加工修飾面粗度 . 之低碳複合快削鋼材，其中該鋼材之固熔氮爲70ppm以上 者0 -46- (2) 1296012 4·如申請專利範圍第2項之具有優良加工修飾面粗度 之低碳複合快削鋼材，其中該鋼材之固熔氮爲70pprn以上 者。 5 ·如申請專利範圍第1項或第4項中任一項之具有優 良加工修飾面粗度之低碳複合快削鋼材，其中該鋼材爲Cr :0.04%以下，且 Ti、Nb、V、Al、Zr總量爲 0.020%以下 之規定者，及/或含有Cu、Ni之1種或2種者，其中Cu: 超出 0.3 0 %、1 · 0 % 以下、Ni :超出 0.2 0 %、1 · 〇 % 以下。 6· —種具有優良加工修飾面粗度之低碳複合快削鋼 材之製造方法，其特徵係鑄造具有如申請專利範圍第1項 至第5項中任一項成份鋼時，控制鑄造前熔鋼中之游離氧 (Of)爲30ppm以上、未達lOOppm，同時’ 〇f與S之比 Of/S 爲 0.005〜0.030 者。

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