JPH0456103B2

JPH0456103B2 -

Info

Publication number: JPH0456103B2
Application number: JP12165983A
Authority: JP
Inventors: Jotaro Hamada; Ryoji Tanaka; Kenji Isogawa; Sadayuki Nakamura; Atsuyoshi Kimura
Original assignee: Daido Steel Co Ltd
Current assignee: Daido Steel Co Ltd
Priority date: 1983-07-06
Filing date: 1983-07-06
Publication date: 1992-09-07
Also published as: JPS6017061A

Description

【発明の詳細な説明】

本発明は、冷間鍛造等の冷間塑性加工および切
削加工を良好に行うことができる冷間塑性加工性
および被削性に優れた快削鋼に関し、かつ又前記
快削鋼の製造方法に関するものである。近年、炉外精錬技術の発達に伴つて低Ｓ鋼の工
業的生産が可能となり、低Ｓの冷間塑性加工用鋼
が実用化されつつあるが、従来の低Ｓ鋼では被削
性に乏しいという欠点があつた。そこで、本発明者らの一部は先に、冷間鍛造等
の冷間塑性加工性および被削性の優れた鋼を得る
ことを目的として、冷間塑性加工性および被削性
に及ぼす各種元素の含有量ならびに組織の影響を
詳細に調べた結果、冷間塑性加工性および被削性
に優れた快削鋼を開発するに至つた。本発明は、これをさらに改良したものであつ
て、Ca添加により溶鋼中のアルミナクラスター
の浮上分離を促進するとともに、残余の微量Ｓを
球状硫化物とすることより冷間塑性加工性が一層
向上することをみいだした結果、完成するに至つ
たものである。すなわち、本発明による冷間塑性加工性および
被削性に優れた快削鋼は、0.15重量％≦Ｃ≦0.60
重量％、Ｎ≦0.03重量％、Mn≦1.65重量％、お
よび必要に応じてNi≦4.5重量％、Cr≦６重量
％、Mo≦0.65重量％のうちの１種または２種以
上、同じく必要に応じてAl≦0.06重量％、さらに
Ｓ≦0.009重量％、0.0002重量％≦Ca≦0.1重量
％、［Ｏ］≦0.0015重量％、Si≦0.25重量％、Ｃ、
Ｎを合計で0.003原子％以上、およびNb、Ｖ、
Ti、Taのうちの１種または２種以上を合計で
0.003原子％以上0.3原子％以下、さらにPb≦0.12
重量％、Bi≦0.12重量％、Te≦0.015重量％のう
ちの１種または２種以上を合計で0.01重量％以上
含有することを特徴としており、このような快削
鋼を製造するにあたつてより好ましくは、上記成
分の溶鋼から連続鋳造法または造塊法により鋳片
または鋼塊を製造し、前記鋳片または鋼塊を1150
〜1350℃の温度に放置または再加熱した後鋼片ま
で圧延し、次いで前記鋼片を850〜1150℃の温度
に放置または再加熱した後圧延仕上温度を750〜
1000℃にして圧延することにより、フエライト＋
パーライト組織を有しかつフエライト結晶粒度番
号が９以上である鋼を得ることを特徴としてい
る。本発明において適用される機械構造用炭素鋼お
よび機械構造用合金鋼としては、Ｓ−Ｃ材、Ｓ−
CK材、SNC材、SNCM材、SCr材、SCM材、
SMn材、SMnC材、SNB材、SACM材などがあ
り、基本的な成分元素の範囲としては、0.15重量
％≦Ｃ≦0.60重量％、Ｎ≦0.03重量％、Mn≦1.65
重量％、Si≦0.25重量％、およびNi≦4.5重量％、
Cr≦６重量％、Mo≦0.65重量％のうちの１種ま
たは２種以上とするのがより好ましく、そのほ
か、この種の構造用鋼に対して従来既知の合金成
分を添加したものに対しても適用することができ
る。次に、このような機械構造用炭素鋼および機械
構造用合金鋼において、この明細書の特許請求の
範囲に示す如く元素の含有量を定めたのは以下の
理由による。 0.15重量％≦Ｃ≦0.60重量％Ｃは機械構造用鋼としての必要な強度を確保す
るために含有させる元素であり、0.15重量％以上
とした。しかし、多すぎると靱性が低下したり冷
間加工性が劣化したりするので、0.60重量％以下
とした。Ｎ≦0.03重量％ＮはNb、Ｖ、Ti、Taなどと結合して結晶粒を
微細にし、靱性を向上させるが、多すぎるとブロ
ーが発生して鋼の溶製に支障をきたすので、0.03
重量％以下とした。 Mn≦1.65重量％ Mnは鋼溶製時の脱酸剤および脱硫剤として作
用すると共に焼入性を向上させる元素であるが、
多すぎると被削性が低下することとなるので、
1.65重量％以下とした。 Ni≦4.5重量％、Cr≦６重量％、Mo≦0.65重量％
のうちの１種または２種以上 Ni、Cr、Moはいずれも焼入性を向上させ、熱
処理によつて鋼の強靱性を向上させるのに有効で
あるが、多く添加してもそれらの効果が飽和し、
コストの上昇をもたらすだけであるので、必要に
応じて添加するとしても、Niは4.5重量％以下、
Crは６重量％以下、Moは0.65重量％以下とする
のがよい。Ｓ≦0.009重量％Ｓは鋼の被削性を向上させる元素でもあるが、
0.009重量％を超えると冷間鍛造加工等の冷間塑
性加工性が著しく劣化するので、Ｓの含有量は
0.009重量％以下とし、Ｓによる被削性向上は期
待しなこととした。 0.0002重量％≦Ca≦0.1重量％ Caは鋼中においてアルミナクラスターの浮上
分離を促進するとともに、硫化物を形成する元素
であつて、0.0002重量％以上添加することにより
微量のＳと結合して硫化物を球状化し、冷間塑性
加工性を著しく向上させるのに有効な元素である
ので、0.0002重量％以上添加する。しかし、多量
に含有すると鋼の靱延性を害するので、0.1重量
％以下とした。［Ｏ］≦0.0015重量％Ｏは鋼中において酸化物を形成する元素であ
り、0.0015重量％を超えると冷間塑性加工性が著
しく劣化するので、Ｏの含有量は0.0015重量％以
下とした。 Si≦0.25重量％ Siは鋼の脱酸に有効な元素であるが、0.25重量
％を超えると冷間塑性加工性が著しく劣化するの
で、Siの含有量は0.25重量％以下とした。Ｃ、Ｎを合計で0.003原子％以上、およびNb、
Ｖ、Ti、Taのうちの１種または２種以上を合計
で0.003原子％以上0.3原子％以下 Nb、Ｖ、Ti、Taは結晶粒微細化の作用を果す
と共に、Ｃ、Ｎと結びついて鋼の靱性を向上させ
る作用を果す。そして、このような作用を有効に
得るためには、それぞれにおいて合計で0.003原
子％以上含有させることが必要であるが、多く含
有させてもそれらの効果は飽和し、むしろ冷間加
工性を劣化させるので、0.3原子％以下とするこ
とが必要である。 Pb≦0.12重量％、Bi≦0.12重量％、Te≦0.015重
量％のうちの１種または２種以上を合計で0.01重
量％以上 Pb、Bi、Teはいずれも鋼の被削性を向上させ
るのに有効な元素であり、このような効果を得る
ためには合計で0.01重量％以上含有させることが
必要である。しかしながら、Pbが0.12重量％を超
え、Biが0.12重量％を超え、Teが0.015重量％を
超えると、冷間塑性加工性が著しく劣化するので
各々上記の範囲とする。さらに、結晶粒微細化の目的のために必要な炭
窒化物は、上記したＣ、Ｎ量およびNb、Ｖ、
Ti、Ta量の範囲で十分生成するが、脱酸ならび
に結晶粒調整の目的で0.06重量％以下のAlを添加
しても良い。上記した冷間塑性加工性および被削性に優れた
快削鋼は、常法に従つて、溶鋼から連続鋳造法ま
たは造塊法により鋳片または鋼塊を製造し、前記
鋳片または鋼塊を鋼片まで圧延し、この鋼片を仕
上圧延することによつて製造されるが、より望ま
しくは、溶鋼から連続鋳造法または造塊法により
鋳片または鋼塊を製造し、前記鋳片または鋼塊を
1150〜1350℃の温度に放置または再加熱した後鋼
片まで圧延し、次いで前記鋼片を850〜1150℃の
温度に放置または再加熱した後圧延仕上温度を
750〜1000℃にして圧延することにより、フエラ
イト＋パーライト組織を有しかつフエライト結晶
粒度番号が９以上である鋼を得るようにする。こ
のような製造工程を採用することがより望ましい
のは、次の理由による。すなわち、鋳片または鋼塊の圧延時に1150〜
1350℃の温度にするのは、次工程の鋼片圧延にお
いてオーステナイト結晶粒の微細化に有効な微細
なNb、Ｖ、Ti、Taの炭窒化物を析出させるため
に、前記鋳片または鋼塊の凝固冷却時に晶出ある
いは析出した大きなNb、Ｖ、Ti、Taの炭窒化物
をいつたん固溶させるためである。すなわち、上
記温度が1150℃よりも低いと大型の炭窒化物が十
分固溶せず、1350℃よりも高いとオーステナイト
結晶粒が大きくなり、その影響が製品にまで持ち
越され、微細なフエライト結晶粒が得られなくな
るためである。次いで、上記圧延によつて得られかつNb、Ｖ、
Ti、Taの炭窒化物を十分に固溶した鋼片を850
〜1150℃の温度にすると、オーステナイト結晶粒
の微細化に有効な炭窒化物が析出する。しかし、
鋼片を1150℃よりも高い温度にすると、オーステ
ナイト結晶粒が粗大化してしまい、製品において
粒度番号が９以上の微細なフエライト結晶粒を得
ることができなくなるので好ましくない。また、
鋼片を850℃よりも低い温度にして圧延を行つた
場合には、圧延材の変形抵抗が増大して圧延が困
難となるので好ましくない。そして、この圧延に
おける圧延仕上温度は750〜1000℃としているが、
この理由は、圧延仕上温度が750℃よりも低いと
オーステナイト結晶粒が再結晶せず、変態によつ
て得られたフエライト粒は粒度番号で９以上にな
らないためであり、1000℃よりも高いと再結晶し
たオーステナイト結晶粒が急速に成長してしま
い、変態によつて得られたフエライト粒は粒度番
号で９以上にならないためである。そして、この
ようにして得られた快削鋼の組織をフエライト＋
パーライト組織に限定したのは、この圧延材をそ
のまま冷間鍛造加工等の冷間塑性加工する場合
に、ベイナイト組織ではフエライト＋パーライト
組織に比較して硬さが大であり、加工用金型の寿
命が低下するためである。また、フエライト結晶
粒度番号を９以上に限定したのは、圧延材をその
まま冷間鍛造加工等の冷間塑性加工をする場合
に、９未満では延性が不足し、割れ等が発生する
頻度が高いためである。以下、実施例について説明する。実施例１容量70トンのアーク炉を用いて機械構造用低合
金鋼（SCM）を溶解し、取鍋精錬および真空脱
ガスを行つた後、得られた溶鋼を連続鋳造して鋳
片を作製した。なお、溶鋼中へのPb、Bi、Te、
Caの添加は、鋳造の直前においてタンデイツシ
ユ内にワイヤで添加することにより行つた。次い
で、上記鋳片から通常の圧延工程によつて直径34
mmの丸棒を製造した。次に前記各丸棒の表層部よ
り供試片を切り出し、研磨および腐食後フエライ
ト結晶粒度を測定すると共に、化学成分を調べ
た。この結果を第１表に示す。次に、冷間鍛造性を評価するために、前記各丸
棒を50mmの長さに切断し、600トンプレスによつ
て据え込み鍛造を行つた。なお、この鍛造におい
ては、20個の試験片に対して各々据え込み率75％
の加工を行い、加工後の割れ発生率を求めた。こ
の結果を第２表に示す。続いて、被削性を評価するために、前記各丸棒
に対し、切削速度；50〜200mm／min、送り速
度；0.05〜0.30mm／rev、切り込み量；0.5〜２mm
の範囲内で40種の組み合わせを作り、超硬工具を
用いて各条件で数秒間加工したのち切り屑を採取
した。そして、長さ50mm以下の破砕切り屑が得ら
れる条件の全条件に占める割合（百分率）を切り
屑破砕性指数として求めた。この結果を同じく第
２表に示す。

【表】

【表】第１表および第２表から明らかなように、本発
明鋼No.１〜５はいずれも冷間鍛造性および被削性
にすぐれていることが明らかであるが、比較鋼No.
11〜15は被削性にはすぐれているものの冷間鍛造
性は本発明鋼ほど良くないという効果が得られ
た。実施例２容量70トンのアーク炉を用いて機械構造用炭素
鋼（Ｓ−Ｃ）を溶解し、実施例１と同様にして鋳
片を作製したのち丸棒に圧延し、フエライト結晶
粒度を測定すると共に、化学成分を調べた。この
結果を第３表に示す。次に、実施例１と同様にして冷間鍛造性および
被削性を評価した。これらの結果を第４表に示
す。

【表】

【表】第３表および第４表に示す結果から明らかなよ
うに、本発明鋼No.６，７では冷間鍛造性にすぐれ
ているが、比較鋼No.16，17では冷間鍛造性がさほ
ど良くないことが確認された。実施例３容量70トンのアーク炉を用いて機械構造用低合
金鋼（SCr）溶解し、取鍋精錬および真空脱ガス
を行つた後、得られた溶鋼を連続鋳造して鋳片を
作製した。なお、Pb、Bi、Te、Caの添加は実施
例１と同様にして行つた。次いで、上記鋳片に対
し、第５表に示す条件で鋳片の圧延を行つて鋼片
を作製し、続いて同じく第５表に示す条件で鋼片
の圧延を行つて直径34mmの丸棒を製造した。次
に、実施例１と同様にして各供試片のフエライト
結晶粒度を測定すると共に、化学成分を調べた。
この結果を第６表に示す。さらに、実施例１と同
様にして冷間鍛造性（据え込み率80％を追加）お
よび被削性を評価した。これらの結果を第７表に
示す。

【表】

【表】第５表ないし第７表に示すように、本発明鋼No.
10は、比較鋼No.20よりも冷間鍛造性が著しく優れ
ているが、本発明鋼No.８，９の方がさらに優れた
冷間鍛造性を有することが確認された。実施例４容量70トンのアーク炉を用いて機械構造用炭素
鋼（SC）および機械構造用低合金鋼（SCM、
SCr、SNCM）を溶解し、実施例１と同様にして
鋼片の圧延を行つて直径34mmの丸棒を製造した。
次に、実施例１と同様にして各供試片のフエライ
ト結晶粒度を測定すると共に、化学成分を調べ
た。この結果を第８表に示す。さらに、実施例１
と同様にして冷間鍛造性（据え込み率75％および
80％）および被削性を評価した。これらの結果を
第９表に示す。

【表】

【表】第８表および第９表から明らかなように、本発
明鋼No.11〜20はいずれも冷間鍛造性および被削性
に優れていることが明らかである。なお、上記実施例１〜４では、連続鋳造方によ
り得られる鋳片を対象にした場合で示している
が、造塊方により得られる鋼塊を対象にして実施
した場合にも同様の結果を得ることができた。以上説明してきたように、本発明によれば、機
械構造用炭素鋼および機械構造用合金鋼におい
て、冷間鍛造等の冷間塑性加工性および被削性に
及ぼす各種元素の含有量および組織の影響を詳細
に調べることによつて、鋼の化学成分範囲を規制
し、さらに望ましくは鋳片または鋼塊の圧延条件
を定めるようにしたから、冷間塑性加工性および
被削性に著しく優れた快削鋼を得ることができる
という著大なる効果を奏する。

Claims

【特許請求の範囲】１ 0.15重量％≦Ｃ≦0.60重量％、Ｎ≦0.03重量
％、Mn≦1.65重量％、Ｓ≦0.009重量％、0.0002
重量％≦Ca≦0.1重量％、［Ｏ］≦0.0015重量％、
Si≦0.25重量％、Ｃ、Ｎを合計で0.003原子％以
上、およびNb、Ｖ、Ti、Taのうちの１種または
２種以上を合計で0.003原子％以上0.3原子％以
下、さらにPb≦0.12重量％、Bi≦0.12重量％、
Te≦0.015重量％のうちの１種または２種以上を
合計で0.01重量％以上含有し、残部実質的にFeよ
りなることを特徴とする冷間塑性加工性および被
削性に優れた快削鋼。２ 0.15重量％≦Ｃ≦0.60重量％、Ｎ≦0.03重量
％、Mn≦1.65重量％、およびNi≦4.5重量％、Cr
≦６重量％、Mo≦0.65重量％のうちの１種また
は２種以上、Ｓ≦0.009重量％、0.0002重量％≦
Ca≦0.1重量％、［Ｏ］≦0.0015重量％、Si≦0.25重
量％、Ｃ、Ｎを合計で0.003原子％以上、および
Nb、Ｖ、Ti、Taのうちの１種または２種以上を
合計で0.003原子％以上0.3原子％以下、さらにPb
≦0.12重量％、Bi≦0.12重量％、Te≦0.015重量
％のうちの１種または２種以上を合計で0.01重量
％以上含有し、残部実質的にFeよりなることを
特徴とする冷間塑性加工性および被削性に優れた
快削鋼。３ 0.15重量％≦Ｃ≦0.60重量％、Ｎ≦0.03重量
％、Mn≦1.65重量％、Al≦0.06重量％、Ｓ≦
0.009重量％、0.0002重量％≦Ca≦0.1重量％、
［Ｏ］≦0.0015重量％、Si≦0.25重量％、Ｃ、Ｎを
合計で0.003原子％以上、およびNb、Ｖ、Ti、
Taのうちの１種または２種以上を合計で0.003原
子％以上0.3原子％以下、さらにPb≦0.12重量％、
Bi≦0.12重量％、Te≦0.015重量％のうちの１種
または２種以上を合計で0.01重量％以上含有し、
残部実質的にFeよりなることを特徴とする冷間
塑性加工性および被削性に優れた快削鋼。４ 0.15重量％≦Ｃ≦0.60重量％、Ｎ≦0.03重量
％、Mn≦1.65重量％、およびNi≦4.5重量％、Cr
≦６重量％、Mo≦0.65重量％のうちの１種また
は２種以上、Al≦0.06重量％、Ｓ≦0.009重量％、
0.0002重量％≦Ca≦0.1重量％、［Ｏ］≦0.0015重
量％、Si≦0.25重量％、Ｃ、Ｎを合計で0.003原子
％以上、およびNb、Ｖ、Ti、Taのうちの１種ま
たは２種以上を合計で0.003原子％以上0.3原子％
以下、さらにPb≦0.12重量％、Bi≦0.12重量％、
Te≦0.015重量％のうちの１種または２種以上を
合計で0.01重量％以上含有し、残部実質的にFeよ
りなることを特徴とする冷間塑性加工性および被
削性に優れた快削鋼。５ 0.15重量％≦Ｃ≦0.60重量％、Ｎ≦0.03重量
％、Mn≦1.65重量％、Ｓ≦0.009重量％、0.0002
重量％≦Ca≦0.1重量％、［Ｏ］≦0.0015重量％、
Si≦0.25重量％、Ｃ、Ｎを合計で0.003原子％以
上、およびNb、Ｖ、Ti、Taのうちの１種または
２種以上を合計で0.003原子％以上0.3原子％以
下、さらにPb≦0.12重量％、Bi≦0.12重量％、
Te≦0.015重量％のうちの１種または２種以上を
合計で0.01重量％以上含有し、残部実質的にFeよ
りなる鋼の溶鋼から連続鋳造法または造塊法によ
り鋳片または鋼塊を製造し、前記鋳片または鋼塊
を1150〜1350℃の温度にした後鋼片まで圧延し、
次いで前記鋼片を850〜1150℃の温度にした後圧
延仕上温度を750〜1000℃にして圧延することに
より、フエライト＋パーライト組織を有しかつフ
エライト結晶粒度番号が９以上である鋼を得るこ
とを特徴とする冷間塑性加工性および被削性に優
れた快削鋼の製造方法。６ 0.15重量％≦Ｃ≦0.60重量％、Ｎ≦0.03重量
％、Mn≦1.65重量％、およびNi≦4.5重量％、Cr
≦６重量％、Mo≦0.65重量％のうちの１種また
は２種以上、Ｓ≦0.009重量％、0.0002重量％≦
Ca≦0.1重量％、［Ｏ］≦0.0015重量％、Si≦0.25重
量％、Ｃ、Ｎを合計で0.003原子％以上、および
Nb、Ｖ、Ti、Taのうちの１種または２種以上を
合計で0.003原子％以上0.3原子％以下、さらにPb
≦0.12重量％、Bi≦0.12重量％、Te≦0.015重量
％のうちの１種または２種以上を合計で0.01重量
％以上含有し、残部実質的にFeよりなる鋼の溶
鋼から連続鋳造法または造塊法により鋳片または
鋼塊を製造し、前記鋳片または鋼塊を1150〜1350
℃の温度にした後鋼片まで圧延し、次いで前記鋼
片を850〜1150℃の温度にした後圧延仕上温度を
750〜1000℃にして圧延することにより、フエラ
イト＋パーライト組織を有しかつフエライト結晶
粒度番号が９以上である鋼を得ることを特徴とす
る冷間塑性加工性および被削性に優れた快削鋼の
製造方法。７ 0.15重量％≦Ｃ≦0.60重量％、Ｎ≦0.03重量
％、Mn≦1.65重量％、Al≦0.06重量％、Ｓ≦
0.009重量％、0.0002重量％≦Ca≦0.1重量％、
［Ｏ］≦0.0015重量％、Si≦0.25重量％、Ｃ、Ｎを
合計で0.003原子％以上、およびNb、Ｖ、Ti、
Taのうちの１種または２種以上を合計で0.003原
子％以上0.3原子％以下、さらにPb≦0.12重量％、
Bi≦0.12重量％、Te≦0.015重量％のうちの１種
または２種以上を合計で0.01重量％以上含有し、
残部実質的にFeよりなる鋼の溶鋼から連続鋳造
法または造塊法により鋳片または鋼塊を製造し、
前記鋳片または鋼塊を1150〜1350℃の温度にした
後鋼片まで圧延し、次いで前記鋼片を850〜1150
℃の温度にした後圧延仕上温度を750〜1000℃に
して圧延することにより、フエライト＋パーライ
ト組織を有しかつフエライト結晶粒度番号が９以
上である鋼を得ることを特徴とする冷間塑性加工
性および被削性に優れた快削鋼の製造方法。８ 0.15重量％≦Ｃ≦0.60重量％、Ｎ≦0.03重量
％、Mn≦1.65重量％、およびNi≦4.5重量％、Cr
≦６重量％、Mo≦0.65重量％のうちの１種また
は２種以上、Al≦0.06重量％、Ｓ≦0.009重量％、
0.0002重量％≦Ca≦0.1重量％、［Ｏ］≦0.0015重
量％、Si≦0.25重量％、Ｃ、Ｎを合計で0.003原子
％以上、およびNb、Ｖ、Ti、Taのうちの１種ま
たは２種以上を合計で0.003原子％以上0.3原子％
以下、さらにPb≦0.12重量％、Bi≦0.12重量％、
Te≦0.015重量％のうちの１種または２種以上を
合計で0.01重量％以上含有し、残部実質的にFeよ
りなる鋼の溶鋼から連続鋳造法または造塊法によ
り鋳片または鋼塊を製造し、前記鋳片または鋼塊
を1150〜1350℃の温度にした後鋼片まで圧延し、
次いで前記鋼片を850〜1150℃の温度にした後圧
延仕上温度を750〜1000℃にして圧延することに
より、フエライト＋パーライト組織を有しかつフ
エライト結晶粒度番号が９以上である鋼を得るこ
とを特徴とする冷間塑性加工性および被削性に優
れた快削鋼の製造方法。