JPH0762220B2 - 鉛快削マルテンサイト系ステンレス鋼鋳片およびその熱間圧延法 - Google Patents
鉛快削マルテンサイト系ステンレス鋼鋳片およびその熱間圧延法Info
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- JPH0762220B2 JPH0762220B2 JP1224196A JP22419689A JPH0762220B2 JP H0762220 B2 JPH0762220 B2 JP H0762220B2 JP 1224196 A JP1224196 A JP 1224196A JP 22419689 A JP22419689 A JP 22419689A JP H0762220 B2 JPH0762220 B2 JP H0762220B2
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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、SUS420J2に代表される高炭素マルテンサイト
系ステンレス鋼にPbを添加した鉛快削マルテンサイト系
ステンレス鋼鋳片、およびその熱間圧延法に関するもの
である。
系ステンレス鋼にPbを添加した鉛快削マルテンサイト系
ステンレス鋼鋳片、およびその熱間圧延法に関するもの
である。
耐食性や耐熱性に優れかつ高硬度の金属材料として、SU
S420J2に代表される高炭素マルテンサイト系ステンレス
鋼があるが、このステンレス鋼は一般に粘性が大きく、
熱伝導度が悪く、切削時に切屑が工具と凝着しやすいた
め、切削加工が困難であることが多い。そこで、S,Pb,B
i,Se,Teなどの快削元素を添加して被削性を改善する研
究開発がなされた。なかでもPbとＳを複合添加した快削
ステンレス鋼は切屑処理性及び工具寿命の改善にきわめ
て有効であることから各種用途に供されるようになって
きた。
S420J2に代表される高炭素マルテンサイト系ステンレス
鋼があるが、このステンレス鋼は一般に粘性が大きく、
熱伝導度が悪く、切削時に切屑が工具と凝着しやすいた
め、切削加工が困難であることが多い。そこで、S,Pb,B
i,Se,Teなどの快削元素を添加して被削性を改善する研
究開発がなされた。なかでもPbとＳを複合添加した快削
ステンレス鋼は切屑処理性及び工具寿命の改善にきわめ
て有効であることから各種用途に供されるようになって
きた。
しかしながら、この種の快削ステンレス鋼は、上記の快
削元素を添加することによって被削性は改善されるもの
の、熱間加工性が劣化するという問題点がある。特に、
本発明の対象鋼の如く熱間圧延温度域でフェライトとオ
ーステナイトの二相組織を示すステンレス鋼等において
は、もともと熱間加工性が悪い上に快削元素を添加する
ことによって熱間加工性がさらに悪くなるという問題点
があった。
削元素を添加することによって被削性は改善されるもの
の、熱間加工性が劣化するという問題点がある。特に、
本発明の対象鋼の如く熱間圧延温度域でフェライトとオ
ーステナイトの二相組織を示すステンレス鋼等において
は、もともと熱間加工性が悪い上に快削元素を添加する
ことによって熱間加工性がさらに悪くなるという問題点
があった。
Pb含有ステンレス鋼の熱間加工性劣化は以下の原因によ
っている。すなわち、Pbはステンレス鋼中への固溶度
が小さいため、ほぼ全量が最終凝固域に濃縮し晶出する
とともに、凝固後の冷却中に鋳片中で粗大化し、粒界に
Pb粒が形成される。Pb含有ステンレス鋼鋳片を1050℃
以上に加熱すると、液化したPbの膨張圧と蒸発圧により
粒界に過大な圧力が加わり熱間圧延時に粒界割れが発生
する。従って、粒界におけるPbの晶出量を低減するか、
あるいはPbを高融点化合物として液化および蒸発を防止
すると熱間加工性は改善される。
っている。すなわち、Pbはステンレス鋼中への固溶度
が小さいため、ほぼ全量が最終凝固域に濃縮し晶出する
とともに、凝固後の冷却中に鋳片中で粗大化し、粒界に
Pb粒が形成される。Pb含有ステンレス鋼鋳片を1050℃
以上に加熱すると、液化したPbの膨張圧と蒸発圧により
粒界に過大な圧力が加わり熱間圧延時に粒界割れが発生
する。従って、粒界におけるPbの晶出量を低減するか、
あるいはPbを高融点化合物として液化および蒸発を防止
すると熱間加工性は改善される。
本発明は、熱間加工性の改善された高炭素マルテンサイ
ト系快削ステンレス鋼鋳片およびその熱間圧延法を提供
することを目的とする。
ト系快削ステンレス鋼鋳片およびその熱間圧延法を提供
することを目的とする。
本発明の請求項（１）は、高炭素マルテンサイト系ステ
ンレス鋼とPbと同時に適量のＳを添加することにより高
融点のPb硫化物すなわちPbS,（Mn,Pb）Ｓを生成させる
とともに、鋼中に分散して晶出させたAl2O3−SiO2系高
融点酸化物を核にしてこれら硫化物を晶出させ、その回
りにPbを晶出させ析出成長させ、粒界におけるPbの晶出
および析出量を20％以下に抑制した鋳片である。なお、
硫化物としてはこの他にMnSもあり、これも前記酸化物
を核として析出している。またPbを分散して晶出させる
ために、前記酸化物の析出量をJISポイントカウント法
に基づき0.008〜0.025％にするのが好ましい。高炭素マ
ルテンサイト系ステンレス鋼の成分限定理由はつぎのと
おりである。
ンレス鋼とPbと同時に適量のＳを添加することにより高
融点のPb硫化物すなわちPbS,（Mn,Pb）Ｓを生成させる
とともに、鋼中に分散して晶出させたAl2O3−SiO2系高
融点酸化物を核にしてこれら硫化物を晶出させ、その回
りにPbを晶出させ析出成長させ、粒界におけるPbの晶出
および析出量を20％以下に抑制した鋳片である。なお、
硫化物としてはこの他にMnSもあり、これも前記酸化物
を核として析出している。またPbを分散して晶出させる
ために、前記酸化物の析出量をJISポイントカウント法
に基づき0.008〜0.025％にするのが好ましい。高炭素マ
ルテンサイト系ステンレス鋼の成分限定理由はつぎのと
おりである。
Ｃは、マルテンサイトおよび炭化物を形成し、焼入れお
よび焼戻し処理後の硬さと強度を高めるのに必要な成分
であって、硬さおよび強度を得るために、0.15％以上必
要である。しかし、多すぎると冷間加工性と耐食性を劣
化させるので0.50％以下とした。
よび焼戻し処理後の硬さと強度を高めるのに必要な成分
であって、硬さおよび強度を得るために、0.15％以上必
要である。しかし、多すぎると冷間加工性と耐食性を劣
化させるので0.50％以下とした。
Siは、鋼の溶製時における脱酸および脱硫剤として必要
である他、高融点のAl2O3−SiO2系酸化物を分散して形
成し、硫化物晶出の核とするために0.35％以上必要であ
る。このため下限を0.35％に限定する。しかし、多すぎ
るとδフェライトが生成して硬さおよび強度を減じるの
で1.0％以下とした。
である他、高融点のAl2O3−SiO2系酸化物を分散して形
成し、硫化物晶出の核とするために0.35％以上必要であ
る。このため下限を0.35％に限定する。しかし、多すぎ
るとδフェライトが生成して硬さおよび強度を減じるの
で1.0％以下とした。
Mnは、Siと同様に溶製時における脱酸および脱硫剤とし
て作用する。また、MnS,（Mn,Pb）Ｓといった硫化物を
形成し、切屑処理性および切削工具寿命を著しく改善す
る。さらに、分散して形成されたAl2O3−SiO2系酸化物
を核としてMnS,（Mn,Pb）Ｓを晶出させ、その回りにPb
を晶出させて、粒界のPb晶出および析出量を抑えるた
め、0.2％以上添加する。しかし、多すぎると熱間加工
性を害するので3.0％以下とした。
て作用する。また、MnS,（Mn,Pb）Ｓといった硫化物を
形成し、切屑処理性および切削工具寿命を著しく改善す
る。さらに、分散して形成されたAl2O3−SiO2系酸化物
を核としてMnS,（Mn,Pb）Ｓを晶出させ、その回りにPb
を晶出させて、粒界のPb晶出および析出量を抑えるた
め、0.2％以上添加する。しかし、多すぎると熱間加工
性を害するので3.0％以下とした。
Ｓは、Mnとともに、MnS,（Mn,Pb）Ｓを形成し、またPbS
を形成して切屑処理性および切削工具寿命を著しく改善
する。このため、0.005％以上必要である。しかし、多
すぎると熱間加工性、冷間加工性および耐食性を著しく
害するので0.35％以下とした。
を形成して切屑処理性および切削工具寿命を著しく改善
する。このため、0.005％以上必要である。しかし、多
すぎると熱間加工性、冷間加工性および耐食性を著しく
害するので0.35％以下とした。
Crは、耐食性、硬さ、および強度を確保するために11％
以上必要である。16％を越えて添加すると、フェライト
の生成により、焼入・焼戻し処理後の硬さ・強度が低下
する。したがって、Crは11〜16％とした。
以上必要である。16％を越えて添加すると、フェライト
の生成により、焼入・焼戻し処理後の硬さ・強度が低下
する。したがって、Crは11〜16％とした。
Alは、Siとともに高融点のAl2O3−SiO2系酸化物を分散
して形成し、硫化物晶出の核とするために0.003％以上
必要である。しかし、多すぎるとδフェライトが生成し
て、硬さおよび強度を減じるので0.03％以下とした。
して形成し、硫化物晶出の核とするために0.003％以上
必要である。しかし、多すぎるとδフェライトが生成し
て、硬さおよび強度を減じるので0.03％以下とした。
Pbは、Ｓと同様に切屑処理性および切削工具寿命を改善
する。とくに切屑処理性の改善に効果が大きい。この効
果を発揮させるには0.03％以上必要である。しかし、過
剰に添加すると、熱間加工割れが発生するので0.30％以
下とした。
する。とくに切屑処理性の改善に効果が大きい。この効
果を発揮させるには0.03％以上必要である。しかし、過
剰に添加すると、熱間加工割れが発生するので0.30％以
下とした。
その他必要に応じて、耐食性、冷間圧造性等を付与する
ために、Cu,Ni,Mo等を添加することができ、残部はFeお
よび不可避的不純物からなる。
ために、Cu,Ni,Mo等を添加することができ、残部はFeお
よび不可避的不純物からなる。
このような本発明鋳片は、粒界におけるPbの晶出および
析出成長が抑制されているので、熱間加工温度に加熱し
たとき、粒界における過大な圧力発生が防止され、熱間
加工性が改善される。
析出成長が抑制されているので、熱間加工温度に加熱し
たとき、粒界における過大な圧力発生が防止され、熱間
加工性が改善される。
つぎに、本発明の請求項（２）の熱間圧延法は、請求項
（１）記載の鋳片を1000〜1150℃に加熱して行う。1000
℃未満では変形抵抗が大きく通常の圧延機では正常な圧
延が困難となり、1150℃を越えると、粒界のPbの影響が
現れて圧延割れが発生する。
（１）記載の鋳片を1000〜1150℃に加熱して行う。1000
℃未満では変形抵抗が大きく通常の圧延機では正常な圧
延が困難となり、1150℃を越えると、粒界のPbの影響が
現れて圧延割れが発生する。
本発明における熱間圧延としては、棒線材の連続圧延、
ストリップの連続圧延、厚板圧延、ビレットあるいはス
ラブの分塊圧延等が対象となる。
ストリップの連続圧延、厚板圧延、ビレットあるいはス
ラブの分塊圧延等が対象となる。
通常鉛快削ステンレス鋼は、Pbの膨張圧および蒸気圧に
よる粒界割れ発生を防止するために1050℃未満の温度で
圧延されるが、本発明においては、鋳片の粒界に低融点
Pbの晶出が激減しているので、熱間圧延の上限温度を11
50℃に高めることが出来る。したがって、熱間圧延作業
が容易となり、疵発生等による材料歩留りの低下が防止
される。
よる粒界割れ発生を防止するために1050℃未満の温度で
圧延されるが、本発明においては、鋳片の粒界に低融点
Pbの晶出が激減しているので、熱間圧延の上限温度を11
50℃に高めることが出来る。したがって、熱間圧延作業
が容易となり、疵発生等による材料歩留りの低下が防止
される。
表１に示す化学成分のマルテンサイト系ステンレス鋼を
溶製し、150×150mmの角鋳片に連続鋳造した。得られた
鋳片の酸化物および硫化物は、表２に示すとおりであ
る。本発明例のNo.1〜No.4は、分散して析出したAl2O3
−SiO2系酸化物（複合酸化物）を核として硫化物が晶出
し、比較例のNo.5およびNo.6は、SiO2等の酸化物が分散
しておらず、硫化物が分散されずに晶出していた。本発
明例No.1〜No.4では、Pbは酸化物を核に分散して晶出し
た硫化物の回りに主として晶出し析出成長していて、粒
界のPb量は少ない。比較例No.5およびNo.6では、Pbは硫
化物の回りにも存在するが、粒界に多く存在した。粒界
および粒内におけるPb量の割合を表２に示した。
溶製し、150×150mmの角鋳片に連続鋳造した。得られた
鋳片の酸化物および硫化物は、表２に示すとおりであ
る。本発明例のNo.1〜No.4は、分散して析出したAl2O3
−SiO2系酸化物（複合酸化物）を核として硫化物が晶出
し、比較例のNo.5およびNo.6は、SiO2等の酸化物が分散
しておらず、硫化物が分散されずに晶出していた。本発
明例No.1〜No.4では、Pbは酸化物を核に分散して晶出し
た硫化物の回りに主として晶出し析出成長していて、粒
界のPb量は少ない。比較例No.5およびNo.6では、Pbは硫
化物の回りにも存在するが、粒界に多く存在した。粒界
および粒内におけるPb量の割合を表２に示した。
これらの鋳片を1150℃に加熱して、直径5.5mmの線材に
連続圧延した結果、表２に示すとおり、本発明例No.1〜
No.4では圧延割れがなく、比較例No.5およびNo.6では圧
延割れが発生した。
連続圧延した結果、表２に示すとおり、本発明例No.1〜
No.4では圧延割れがなく、比較例No.5およびNo.6では圧
延割れが発生した。
また、No.1（本発明例）およびNo.5（比較例）につい
て、鋳片を1000〜1250℃に加熱し圧延したときの割れ発
生状況を調査した。その結果、第１図に示すように、比
較例では1000〜1250℃の温度範囲において割れが発生し
ているのに対して、本発明例では加熱温度1150℃以下の
温度では圧延割れは発生しなかった。なお、第１図にお
いて、割れ評点０は割れなし、１は実用に供することが
できる程度の微細な割れ、２は皮削りを行う必要のある
もの、３以上はスクラップにせざるをえない割れであ
る。
て、鋳片を1000〜1250℃に加熱し圧延したときの割れ発
生状況を調査した。その結果、第１図に示すように、比
較例では1000〜1250℃の温度範囲において割れが発生し
ているのに対して、本発明例では加熱温度1150℃以下の
温度では圧延割れは発生しなかった。なお、第１図にお
いて、割れ評点０は割れなし、１は実用に供することが
できる程度の微細な割れ、２は皮削りを行う必要のある
もの、３以上はスクラップにせざるをえない割れであ
る。
表１および表２に示した本発明例および比較例の各線材
について、切削性の評価を切屑処理性および工具寿命に
ついて行ったが、いずれも良好であった。また耐食性に
ついても、いずれも良好であった。
について、切削性の評価を切屑処理性および工具寿命に
ついて行ったが、いずれも良好であった。また耐食性に
ついても、いずれも良好であった。
〔発明の効果〕 以上述べた如く、本発明によれば切削性、耐食性および
高硬度のマルテンサイト系ステンレス鋼の素材となる熱
間加工性の優れた鋳片が得られ、また製造性に優れかつ
高歩留りの熱間圧延を行うことができ、その工業的効果
は大きい。
高硬度のマルテンサイト系ステンレス鋼の素材となる熱
間加工性の優れた鋳片が得られ、また製造性に優れかつ
高歩留りの熱間圧延を行うことができ、その工業的効果
は大きい。
第１図は本発明例および比較例の熱間加工割れ状況を示
す図である。
す図である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 松井 孝至 山口県光市大字島田3434番地 新日本製鐵 株式會社光製鐵所内 (56)参考文献 特開 昭63−210261（ＪＰ，Ａ)
Claims (2)
- 【請求項１】重量％にてC:0.15〜0.50％、Si:0.35〜1.0
％、Mn:0.2〜3.0％、S:0.005〜0.35％、Cr:11〜16％、A
l:0.003〜0.03％、Pb:0.03〜0.30％を含有し、残部鉄お
よび不可避的不純物からなり、かつ粒界におけるPbの晶
出・析出量の割合が20％以下であることを特徴とする鉛
快削マルテンサイト系ステンレス鋼鋳片。 - 【請求項２】請求項１記載の鋳片を1000〜1150℃に加熱
し熱間圧延することを特徴とする鉛快削マルテンサイト
系ステンレス鋼鋳片の熱間圧延法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1224196A JPH0762220B2 (ja) | 1989-08-30 | 1989-08-30 | 鉛快削マルテンサイト系ステンレス鋼鋳片およびその熱間圧延法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1224196A JPH0762220B2 (ja) | 1989-08-30 | 1989-08-30 | 鉛快削マルテンサイト系ステンレス鋼鋳片およびその熱間圧延法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0387337A JPH0387337A (ja) | 1991-04-12 |
| JPH0762220B2 true JPH0762220B2 (ja) | 1995-07-05 |
Family
ID=16810029
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP1224196A Expired - Fee Related JPH0762220B2 (ja) | 1989-08-30 | 1989-08-30 | 鉛快削マルテンサイト系ステンレス鋼鋳片およびその熱間圧延法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0762220B2 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN107699811A (zh) * | 2017-09-08 | 2018-02-16 | 中国科学院合肥物质科学研究院 | 一种氧化硅弥散强化钢及其制备方法 |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN113787094B (zh) * | 2021-08-17 | 2024-02-02 | 首钢集团有限公司 | 一种高碳易切削钢线材的轧制方法 |
Family Cites Families (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2742578B2 (ja) * | 1986-09-08 | 1998-04-22 | 愛知製鋼株式会社 | 冷間鍛造用高硬度ステンレス鋼 |
| JPH0756064B2 (ja) * | 1987-02-27 | 1995-06-14 | 大同特殊鋼株式会社 | マルテンサイト系快削ステンレス鋼 |
-
1989
- 1989-08-30 JP JP1224196A patent/JPH0762220B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN107699811A (zh) * | 2017-09-08 | 2018-02-16 | 中国科学院合肥物质科学研究院 | 一种氧化硅弥散强化钢及其制备方法 |
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| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0387337A (ja) | 1991-04-12 |
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