JPH06104857B2 - 疲労特性の優れた快削性厚板の製造方法 - Google Patents
疲労特性の優れた快削性厚板の製造方法Info
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- JPH06104857B2 JPH06104857B2 JP8701989A JP8701989A JPH06104857B2 JP H06104857 B2 JPH06104857 B2 JP H06104857B2 JP 8701989 A JP8701989 A JP 8701989A JP 8701989 A JP8701989 A JP 8701989A JP H06104857 B2 JPH06104857 B2 JP H06104857B2
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Description
【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） 本発明は、油圧マニホールド、ボルスター、プラタン等
の工作機械用の材料で、ドリル穴加工時に、切屑処理性
が良く、疲労特性の優れた引張強度が40〜80kg f/mm2の
快削性厚板の製造方法に関する。
の工作機械用の材料で、ドリル穴加工時に、切屑処理性
が良く、疲労特性の優れた引張強度が40〜80kg f/mm2の
快削性厚板の製造方法に関する。
（従来の技術） 油圧マニホールド、ボルスター、プラタン等の工作機械
用の鋼材は、厚手材でかつドリル穴加工が多くなされ
る。切削性の良好なものとして、JIS G 5502のFCD40,FC
D45のような球状黒鉛鋳鉄が用いられている。しかしな
がら、鋳鉄は製品価格が高く、かつ微小な潜在欠陥を有
しており疲労特性が良くなく、潜在欠陥を伝って油漏れ
を起しやすい。この為に、球状黒鉛鋳鉄は使用が応力レ
ベルの低い場合に限られている。
用の鋼材は、厚手材でかつドリル穴加工が多くなされ
る。切削性の良好なものとして、JIS G 5502のFCD40,FC
D45のような球状黒鉛鋳鉄が用いられている。しかしな
がら、鋳鉄は製品価格が高く、かつ微小な潜在欠陥を有
しており疲労特性が良くなく、潜在欠陥を伝って油漏れ
を起しやすい。この為に、球状黒鉛鋳鉄は使用が応力レ
ベルの低い場合に限られている。
この他に快削鋼として、JIS G 4804「硫黄及び硫黄複合
快削鋼材」があるが、Ｓ単一系ではMnSが圧延又は鍛造
によって30μｍ超に伸長し、疲労破壊の破壊起点となり
疲労特性が著しく低下する。このためにＳ単一系で疲労
特性の優れた快削性厚板の製造は困難である。
快削鋼材」があるが、Ｓ単一系ではMnSが圧延又は鍛造
によって30μｍ超に伸長し、疲労破壊の破壊起点となり
疲労特性が著しく低下する。このためにＳ単一系で疲労
特性の優れた快削性厚板の製造は困難である。
また、Ｓ＋Pb系では、Pbが有害であり、加工の際に生じ
る微細な切り粉は人体に好ましくない。
る微細な切り粉は人体に好ましくない。
工作機械用の鋼材として、通常用いられる微小な潜在欠
陥がなく疲労特性の良好な鋼材として、鍛鋼品JIS G 32
01のSF40A,SF45Aがあるが、鍛造工程を通るので製品価
格が高い。さらに、ドリルに切屑が巻き付くので、切屑
の処理に人手を要し加工効率が低下する。また工具の寿
命も短くなる。
陥がなく疲労特性の良好な鋼材として、鍛鋼品JIS G 32
01のSF40A,SF45Aがあるが、鍛造工程を通るので製品価
格が高い。さらに、ドリルに切屑が巻き付くので、切屑
の処理に人手を要し加工効率が低下する。また工具の寿
命も短くなる。
この切屑処理性の悪さが、加工の無人化の上で問題とな
っている。このため、製品価格が安価でかつ疲労特性の
優れた快削性厚板の製造方法の確立が望まれている。
っている。このため、製品価格が安価でかつ疲労特性の
優れた快削性厚板の製造方法の確立が望まれている。
（発明が解決しようとする課題） 本発明は、従来のJIS規格のFCD40,FCD45やSF40A,SF45A
がJIS G 4804に代わって、疲労特性の優れた引張強度が
40〜80kg f/mm2の快削性厚板の製造方法を提供すること
を目的とする。
がJIS G 4804に代わって、疲労特性の優れた引張強度が
40〜80kg f/mm2の快削性厚板の製造方法を提供すること
を目的とする。
（課題を解決するための手段） 本発明の要旨とするところは、重量比でC:0.10〜1.00
％、Si:0.05〜1.00％、Mn:0.10〜2.00％、sol.Al:0.001
〜0.50％、N:0.0020〜0.20％、S:0.025〜0.50％を基本
成分とし残部がFeおよび不可避不純物からなる鋼、又は
この鋼に更にCr:0.10〜1.00％を含有せしめた鋼を、凝
固後冷却時又はAlN溶体化熱処理後の1100℃〜800℃の温
度領域の冷却速度を５℃/hr以上、10℃/min以下として
冷却したのち再加熱し圧延することを特徴とし、更に必
要に応じて圧延後に焼ならしを施す疲労特性の優れた快
削性厚板の製造方法である。
％、Si:0.05〜1.00％、Mn:0.10〜2.00％、sol.Al:0.001
〜0.50％、N:0.0020〜0.20％、S:0.025〜0.50％を基本
成分とし残部がFeおよび不可避不純物からなる鋼、又は
この鋼に更にCr:0.10〜1.00％を含有せしめた鋼を、凝
固後冷却時又はAlN溶体化熱処理後の1100℃〜800℃の温
度領域の冷却速度を５℃/hr以上、10℃/min以下として
冷却したのち再加熱し圧延することを特徴とし、更に必
要に応じて圧延後に焼ならしを施す疲労特性の優れた快
削性厚板の製造方法である。
（作用） 快削性の向上には、切削時に被削体において、 １）被削体内に応力集中源となり構成刃先を形成する介
在物等による脆化作用、２）被削体内の変形抵抗の小さ
な介在物が潤滑材として働く潤滑作用、３）被削体内の
変形抵抗の小さな介在物が切削時に刃先を保護する工具
保護作用を増加することが必要である。
在物等による脆化作用、２）被削体内の変形抵抗の小さ
な介在物が潤滑材として働く潤滑作用、３）被削体内の
変形抵抗の小さな介在物が切削時に刃先を保護する工具
保護作用を増加することが必要である。
しかして、MnSは切削時に構成刃先となり、かつ変形抵
抗の小さなMnSの界面で剥離を起こすので、脆化作用・
潤滑作用・工具保護作用が相乗し、切削性を向上する。
特に、MnSが微細にかつ均一に分散析出する場合は、切
屑を分断する効果が強いことが知られている。
抗の小さなMnSの界面で剥離を起こすので、脆化作用・
潤滑作用・工具保護作用が相乗し、切削性を向上する。
特に、MnSが微細にかつ均一に分散析出する場合は、切
屑を分断する効果が強いことが知られている。
一方、MnSは従来から圧延又は鍛造により伸長して30μ
ｍ超となり疲労破壊の起点となり破壊特性が著しく低下
することが知られている。
ｍ超となり疲労破壊の起点となり破壊特性が著しく低下
することが知られている。
本発明者らは、更に微細に30個/mm以上分散析出したAlN
をMnSの析出核として、径が３μｍ以下の微細なMnSを均
一に分散析出させることにより、MnSは疲労破壊の発生
起点とならず、かつ疲労亀裂の伝播経路にもなることな
く、疲労特性および切屑処理性の優れた快削性厚板の開
発が可能であることを見いだしたものである。
をMnSの析出核として、径が３μｍ以下の微細なMnSを均
一に分散析出させることにより、MnSは疲労破壊の発生
起点とならず、かつ疲労亀裂の伝播経路にもなることな
く、疲労特性および切屑処理性の優れた快削性厚板の開
発が可能であることを見いだしたものである。
微細なAlNを核として微細なMnSを均一に分散析出させる
方法としては、凝固後冷却時又はAlN溶体化熱処理後に1
100℃〜800℃の温度領域の冷却速度を５℃/hr以上、10
℃/min以下として冷却することを新たに見いだした。
方法としては、凝固後冷却時又はAlN溶体化熱処理後に1
100℃〜800℃の温度領域の冷却速度を５℃/hr以上、10
℃/min以下として冷却することを新たに見いだした。
この冷却速度の場合には、１μｍ未満の微細なAlNの析
出物が生じ950℃〜800℃で析出するMnSの析出核とな
る。
出物が生じ950℃〜800℃で析出するMnSの析出核とな
る。
加えて、前記温度領域の高温域（1100〜1000℃）におい
て減厚加工を施しても冷却速度が５℃/hr〜10℃/minで
あれば１μｍ未満の微細なAlNが析出することも確認さ
れた。
て減厚加工を施しても冷却速度が５℃/hr〜10℃/minで
あれば１μｍ未満の微細なAlNが析出することも確認さ
れた。
この微細なAlNを核とするMnSは、圧延の際の再加熱によ
っても、疑集粗大化が起こりにくく、再加熱以前のAlN
の分布形態を維持することができるのである。冷却速度
が10℃/min超になると、AlNの析出が著しく抑制される
のでAlNを核とするMnSが析出しない。一方、５℃/hr未
満の場合は、10μｍ以上の巨大な塊状のAlNが析出す
る。この巨大な析出物はMnSと整合性が良くないので、M
nSは析出しても再加熱によって疑集粗大化が起こり、疲
労特性を低下させる。
っても、疑集粗大化が起こりにくく、再加熱以前のAlN
の分布形態を維持することができるのである。冷却速度
が10℃/min超になると、AlNの析出が著しく抑制される
のでAlNを核とするMnSが析出しない。一方、５℃/hr未
満の場合は、10μｍ以上の巨大な塊状のAlNが析出す
る。この巨大な析出物はMnSと整合性が良くないので、M
nSは析出しても再加熱によって疑集粗大化が起こり、疲
労特性を低下させる。
凝固後冷却時又はAlN溶体化熱処理後の冷却速度を制御
することにより、上記のように微細なAlNを析出核とし
てMnSの析出形態を制御し、疲労特性の優れた快削性厚
板の開発に成功したものである。
することにより、上記のように微細なAlNを析出核とし
てMnSの析出形態を制御し、疲労特性の優れた快削性厚
板の開発に成功したものである。
次に、本発明における成分限定理由は以下の通りであ
る。
る。
Ｃは、マルテンサイト中に固溶し又は炭化物として析出
し、鋼の強度を上昇させる効果がある。本効果を発揮さ
せるには、0.10％以上の含有が必要であるが、1.00％を
超えると工作機械製作時の溶接性を損なうため、含有量
を0.10〜1.00％に限定した。
し、鋼の強度を上昇させる効果がある。本効果を発揮さ
せるには、0.10％以上の含有が必要であるが、1.00％を
超えると工作機械製作時の溶接性を損なうため、含有量
を0.10〜1.00％に限定した。
Siは、安価に鋼の硬さを上昇させる元素である。本効果
を発揮させるには、0.05％以上の含有が必要であるが、
1.00％を超えると靭性が低下するため含有量を0.05〜1.
00％に限定した。
を発揮させるには、0.05％以上の含有が必要であるが、
1.00％を超えると靭性が低下するため含有量を0.05〜1.
00％に限定した。
Mnは、安価に鋼の強度と靭性を向上させる効果があり、
かつ、MnSとして構成刃先となり切削制を向上させる効
果があり、このためには0.10％以上の含有が必要であ
る。一方、2.00％を超えて含有すると、巨大なMnSの形
成により疲労特性を低下する。このため、含有量を0.10
〜2.00％に限定した。
かつ、MnSとして構成刃先となり切削制を向上させる効
果があり、このためには0.10％以上の含有が必要であ
る。一方、2.00％を超えて含有すると、巨大なMnSの形
成により疲労特性を低下する。このため、含有量を0.10
〜2.00％に限定した。
sol.Alは母鋼板の製造時に脱酸元素として必要であり、
この効果を得るには0.001％以上が必要である。一方0.5
％を超える含有では鋼板の清浄度が著しく低下する。こ
のためsol.Alは、含有量を0.001〜0.5％に限定した。
この効果を得るには0.001％以上が必要である。一方0.5
％を超える含有では鋼板の清浄度が著しく低下する。こ
のためsol.Alは、含有量を0.001〜0.5％に限定した。
Ｎは、母鋼板の製造時にAlNとして析出してγ粒の粗大
化を防止し靭性を向上するとともに、MnSの析出核とな
り快削性を付与する。このために必要なＮの量として、
0.0020％以上が必要である。一方、0.20％を超える含有
では、巨大AlNが析出し靭性を低下する。Ｎ、含有量を
0.0020〜0.20％に限定した。
化を防止し靭性を向上するとともに、MnSの析出核とな
り快削性を付与する。このために必要なＮの量として、
0.0020％以上が必要である。一方、0.20％を超える含有
では、巨大AlNが析出し靭性を低下する。Ｎ、含有量を
0.0020〜0.20％に限定した。
Ｓは、MnSを形成し快削性を付与する。このためには0.0
25％以上の含有が必要である。一方0.5％を超える含有
では鋼板の清浄度が著しく低下する。このためＳは、含
有量を0.025〜0.50％に限定した。
25％以上の含有が必要である。一方0.5％を超える含有
では鋼板の清浄度が著しく低下する。このためＳは、含
有量を0.025〜0.50％に限定した。
更に、第２発明において添加するCrについて述べる。
鋼の強度を上昇させるために添加されるが、前記作用に
所望の効果を確保するためには、含有量の下限量とし
て、Cr:0.20％が必要である。しかし、Cr:1.00％の含有
上限量を超えて含有させても、その作用効果が飽和し経
済的でないため、含有量を以上の通りに定めた。
所望の効果を確保するためには、含有量の下限量とし
て、Cr:0.20％が必要である。しかし、Cr:1.00％の含有
上限量を超えて含有させても、その作用効果が飽和し経
済的でないため、含有量を以上の通りに定めた。
溶製するに際しては、電気炉、転炉のいずれであっても
良く、鋳造する際には、普通造塊法、連続鋳造法、一方
向凝固法のいずれであっても良い。また再加熱し圧延す
る前にAlN溶体化熱処理を施しても良い。更に圧延後に
焼ならしを施す場合には、850℃〜980℃に加熱するのが
好ましい。一方、再加熱−圧延は従来公知の方法で充分
である。
良く、鋳造する際には、普通造塊法、連続鋳造法、一方
向凝固法のいずれであっても良い。また再加熱し圧延す
る前にAlN溶体化熱処理を施しても良い。更に圧延後に
焼ならしを施す場合には、850℃〜980℃に加熱するのが
好ましい。一方、再加熱−圧延は従来公知の方法で充分
である。
（実施例） 本発明実施例と比較例の板厚、化学組成、製造方法を第
１図に示す。
１図に示す。
この時の機械的性質を第２表に示す。
尚、鋼の溶製は転炉で行った。
鋳造後常法によりスラブとなし各スラブを1000℃〜1250
℃に加熱して厚板圧延を実施した。
℃に加熱して厚板圧延を実施した。
第１図に本発明実施例No.2,3,7,13,18、比較例No.20,21
に関する切屑長さ分布を示す。尚、第２図は、疲労試験
片（ITCT試験片）の形状を示し、図中の数字は寸法（m
m）を示す。
に関する切屑長さ分布を示す。尚、第２図は、疲労試験
片（ITCT試験片）の形状を示し、図中の数字は寸法（m
m）を示す。
しかして、第２表および図面から明らかに本発明による
ものは、切屑処理性が良好であり、かつ疲労特性が良好
なレベルを示している。これに対して、比較例のもの
は、これらの特性を同時に満たすものではない。
ものは、切屑処理性が良好であり、かつ疲労特性が良好
なレベルを示している。これに対して、比較例のもの
は、これらの特性を同時に満たすものではない。
（発明の効果） 以上詳細に述べたとおり、凝固後冷却時又は溶体化熱処
理後の1100℃〜800℃の温度領域の冷却速度を制限し、
微細に析出したAlNをMnSの析出核として、MnSを微細に
均一分散させるため、従来鋼に比べて切削処理性と疲労
特性の双方の優れた厚板が得られる。
理後の1100℃〜800℃の温度領域の冷却速度を制限し、
微細に析出したAlNをMnSの析出核として、MnSを微細に
均一分散させるため、従来鋼に比べて切削処理性と疲労
特性の双方の優れた厚板が得られる。
第１図は、本発明実施例No.2,3,7,13,18、比較例No.20,
21に関する切屑長さ分布を示すグラフ、第２図a,bは、
疲労試験に用いた試験片形状を示す説明図である。
21に関する切屑長さ分布を示すグラフ、第２図a,bは、
疲労試験に用いた試験片形状を示す説明図である。
Claims (3)
- 【請求項１】重量比で C:0.10〜1.00％、 Si:0.05〜1.00％、 Mn:0.10〜2.00％、 sol.Al:0.001〜0.50％、 N:0.0020〜0.20％、 S:0.025〜0.50％、 残部Feおよび不可避不純物からなる鋼を、凝固後冷却時
又はAlN溶体化熱処理後の1100℃〜800℃の温度領域の冷
却速度を５℃/hr以上、10℃/min以下として冷却したの
ち再加熱し圧延することを特徴とする疲労特性の優れた
快削性厚板の製造方法。 - 【請求項２】重量比で Cr:0.10〜1.00％をさらに含有し残部Feおよび不可避不
純物からなる鋼であることを特徴とする請求項１に記載
の疲労特性の優れた快削性厚板の製造方法。 - 【請求項３】圧延後焼ならしを施すことを特徴とする請
求項１又は２に記載の疲労特性の優れた快削性厚板の製
造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP8701989A JPH06104857B2 (ja) | 1989-04-07 | 1989-04-07 | 疲労特性の優れた快削性厚板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP8701989A JPH06104857B2 (ja) | 1989-04-07 | 1989-04-07 | 疲労特性の優れた快削性厚板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH02267218A JPH02267218A (ja) | 1990-11-01 |
| JPH06104857B2 true JPH06104857B2 (ja) | 1994-12-21 |
Family
ID=13903250
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP8701989A Expired - Fee Related JPH06104857B2 (ja) | 1989-04-07 | 1989-04-07 | 疲労特性の優れた快削性厚板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH06104857B2 (ja) |
Families Citing this family (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP4473928B2 (ja) * | 2007-04-18 | 2010-06-02 | 新日本製鐵株式会社 | 被削性と衝撃値に優れた熱間加工鋼材 |
| EP2520682B1 (en) * | 2010-05-31 | 2017-08-23 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Steel material for quenching and method of producing same |
| JP5392443B1 (ja) | 2012-03-30 | 2014-01-22 | 愛知製鋼株式会社 | 摩擦圧接用鋼材及びその製造方法 |
-
1989
- 1989-04-07 JP JP8701989A patent/JPH06104857B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH02267218A (ja) | 1990-11-01 |
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Legal Events
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|---|---|---|---|
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| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |