低碳硫快削钢
阅读：225发布：2020-05-13
专利汇可以提供低碳硫快削钢专利检索，专利查询，专利分析的服务。并且一种低 碳 硫快削 钢 ，由以下物质形成，即，以 质量 ％计，C：0.04％以上0.15％以下、Si：超过0.10％且0.70％以下、Mn：0.85％以上1.50％以下、P：0.040％以上0.120％以下、S：0.250％以上且低于0.400％、Al：低于0.005％、O：超过0.0020％且0.0120％以下、N：超过0.0070％且0.0150％以下、其余为Fe及不可避免的杂质，且满足下述式(1)和下述式(2)。式(1)：0.15％≤Si％+2×P％-(5×Al％+10×O％+3×N％)≤0.75％。式(2)：([Mn％]5)/15＜S％＜([Mn％]5)/2。，下面是低碳硫快削钢专利的具体信息内容。
低碳硫快削钢
技术领域
[0001] 本发明涉及含有提高切削性的元素硫的低碳硫快削钢。
背景技术
[0002] 硫快削钢中，为了控制对切削性有效的硫化物的形态，即，为了进行纺锤状化而含有大量的氧。但是，由于氧不能全部固溶在硫化物中，因此不能避免生成巨大的氧化物，所以会生成发纹且生成以其为原因的热轧时的表面发纹。
[0004] 专利文献1涉及减少了巨大的氧化物系夹杂物的快削钢，其中记载了使氧量为0.008％以下，且通过添加改善硫化物(sulphide)形态的元素、添加提高切削性的元素或者控制轧制温度来防止由低氧化导致的切削性的降低，从而更进一步改善硫化物(sulphide)的形态，来防止由巨大的氧化物系夹杂物引起的内部缺陷、伤痕等的发生。
[0005] 专利文献2涉及添加OA设备的旋转轴用Pb系快削钢，其中公开了将使钢锭清洁度降低的Si的含量设为0.1％以下来减少氧化物量的成分组成。采用11.0％的Cr主要是确保耐腐蚀性，且将使耐腐蚀性和热加工性降低的S的含量设为0.01％以下。
[0006] 专利文献3涉及切削性优异的低碳硫系快削钢，其中公开了由于当Si超过0.1mass％时则对切削性有害的硬质氧化物即SiO2显著增加，因而将Si含量设为0.1mass％以下的化学成分。
[0007] 专利文献4涉及未添加Pb系的廉价的快削钢，其中公开了以通过低Si-高P系的未添加Pb系来大幅提高切削性从而增大硫化物的总体积为目的，大量地添加S的化学成分。为了防止热加工性的降低，将Mn/S设为一定值以上。
[0008] 但是，对于专利文献1所述的快削钢，将氧量限定为0.008mass％以下，但是仅仅降低氧量，对硫化物形态的控制不充分，还会存在延伸的硫化物。对于专利文献2、3所述的快削钢，将Si量限定为0.1mass％以下，但是作为脱氧剂来使用，是对切削性的提高未经特别考虑的成分组成。另外，对于专利文献4的快削钢，虽然大量地添加S，但是不能对硫化物的形态进行控制。
[0009] 因此，还不能说专利文献1～4所述的快削钢具有充分的切削性。
[0010] 专利文献1：日本特开平1-309946号公报
[0011] 专利文献2：日本特开平9-176799号公报
[0012] 专利文献3：日本特开平7-173574号公报
[0013] 专利文献4：日本特开2000-160284号公报
发明内容
[0014] 本发明的目的是提供一种具有充分的切削性、表面伤痕少的低碳硫快削钢。
[0015] 本发明人为达成上述课题，重复不断地深入研究，结果得到以下的见解。
[0016] (1)如果减少钢的成分组成中的氧量，则Si不能通过生成巨大的氧化物而被消耗，从而固溶在占母相组织大部分的铁素体组织中，从而使硬度提高，并且通过上述的脆化来提高加工表面粗糙度以及切屑处理性。
[0017] 对于加工表面粗糙度的要求水准严格的情况下，该效果很明显，通过减少氧量来延伸硫化物(sulphide)从而将降低的切削性填补至同等以上。
[0018] (2)从切削性和产生由氧化物引起的表面伤痕之间的关系考虑，Si量是通过Si％+2×P％-(5×Al％+10×O％+3×N％)的指标来限定适宜量。根据此式，还可以同时限定与Si同样作为脱氧剂来使用的Al量。另外，从切削性和产生表面伤痕之间的关系考虑，还可以同时限定应变时效和与生成AlN析出物有关的N量。此外，进一步可以同时限定对切削性产生与Si相类似作用的P量。
[0019] (3)将成分组成中的S量按照([Mn％]5)/15＜S％＜([Mn％]5)/2的指标来限定时，则由硫化物引起的切削性的增强效果会格外增加。
[0020] 本发明是基于如上见解，进一步探讨而完成。
[0021] 即，本发明提供如下的一种低碳硫快削钢，以质量％计，由以下物质形成，C：0.04％以上0.15％以下、Si：超过0.10％且0.70％以下、Mn：0.85％以上1.50％以下、P：
0.040％以上0.120％以下、S：0.250％以上且低于0.400％、Al：低于0.005％、O：超过
0.0020％且0.0120％以下、N：超过0.0070％且0.0150％以下、其余为Fe及不可避免的杂质，且满足下述式(1)和下述式(2)。
0.040％以上0.120％以下、S：0.250％以上且低于0.400％、Al：低于0.005％、O：超过
0.0020％且0.0120％以下、N：超过0.0070％且0.0150％以下、其余为Fe及不可避免的杂质，且满足下述式(1)和下述式(2)。
[0022] 0.15％≤Si％+2×P％-(5×Al％+10×O％+3×N％)≤0.75％…(1)
[0023] [Mn％]5)/15＜S％＜([Mn％]5)/2…(2)
具体实施方式
[0024] 以下对本发明钢的成分限定理由进行说明。说明中％表示质量％。
[0025] C：0.04％以上0.15％以下
[0026] C对钢的强度和切削性有很大影响，所以是重要的元素。如果其含量低于0.04％则不能得到足够的强度，并且由于延展性好从而切削性尤其是加工表面粗糙度会变差。另外，如果含量超过0.15％则珠光体量变得过多，加工表面粗糙度变差。因此，将C含量设为0.04％以上0.15％以下。
[0027] 应予说明，如果在0.15％左右则在铸造凝固时奥氏体粒会粗大化，且由于铸片表面的热加工性降低，所以产生铸片表面伤痕，且之后的轧制工序结束后还会使残余的表面伤痕进一步变差。因此，优选为低于0.10％。
[0028] Si：超过0.10％且0.70％以下
[0029] Si可固溶在占母相组织大部分的铁素体组织中，使钢的硬度提高，同时由此也会使其脆化，因此有助于提高加工表面粗糙度以及切屑处理性。但是，如果其含量为0.10％以下，则不能得到充分的效果，另外，如果超过0.70％则其效果饱和，并且在铸造时会生成巨大的Si氧化物。巨大的Si氧化物在之后的轧制工序中将以自身作为起点产生表面伤痕。因此，将Si含量设为超过0.10％且0.70％以下。优选为低于0.50％。
[0030] Mn：0.85％以上1.50％以下
[0031] Mn是形成对切削性很重要的硫化物的元素。但是，如果其含量低于0.85％，则硫化物量较少，所以不能得到充分的切削性，如果超过1.50％则硫化物延伸得较长，所以切削性会降低。因此，Mn含量设为0.85％以上1.50％以下。
[0032] P：0.040％以上0.120％以下
[0033] P是通过抑制切削加工时积屑瘤的生成，并且通过对铁素体组织进行脆化来使加工表面粗糙度降低的有效的元素。但是，如果其含量低于0.040％，则不能得到充分的效果，如果超过0.120％则其效果饱和，并且热加工性降低显著从而使表面伤痕恶化。因此，将P含量设为0.040％以上0.120％以下。优选设为0.100％以下。
[0034] S：0.250％以上且低于0.400％
[0035] S是形成对切削性有效的硫化物的元素。但是，如果其含量低于0.250％，则硫化物量较少从而对切削性的效果小，如果设为0.400％以上则由于热加工性的降低，在轧制时会产生大量的表面伤痕。因此，将S的含量设为0.250％以上且低于0.400％。
[0036] Al：低于0.005％
[0037] Al是作为脱氧剂来使用的易氧化的元素，所以在铸造时钢中生成巨大的Al氧化物。巨大的Al氧化物在之后的轧制工序中会以自身为起点产生表面伤痕。并且和N结合成为AlN，在奥氏体晶界析出，从而使热加工性降低，且在轧制时产生表面伤痕。因此，为了抑制巨大的Al氧化物或者以AlN析出物为起因产生的轧制时的表面伤痕，从而将Al的含量设为低于0.005％。
[0038] O：超过0.0020％且低于0.0120％
[0039] O是有效抑制轧制等热加工时的硫化物的延伸，且能通过该作用提高切削性的重要的元素。但是，如果在0.0020％以下则抑制硫化物延伸的效果不充分，且延伸后的硫化物会残存，所以不能期望得到通过硫化物来提高切削性的充分的效果。另一方面，由于O在铸造时生成巨大的氧化物，且在之后的轧制工序中以其为起点产生表面伤痕，所以如果含量过多则是有坏处的，如果O含量变为0.0120％以上则产生以上述的铸造时的巨大氧化物为起因的轧制时的表面伤痕。因此，将O含量设为，O：超过0.0020％且低于0.0120％。优选为低于0.0090％，更优选为低于0.0050％。
[0040] N：超过0.0070％且0.0150％以下
[0041] N是在切削加工时使钢材发生应变时效的有效的元素，是通过其作用能提高切削性特别是表面加工粗糙度和切屑处理性的重要的元素。但是，如果其含量为0.0070％以下，则使钢材发生应变时效的作用不充分，所以无法期望能够充分地提高切削性。另一方面，由于N作为AlN析出物在奥氏体晶界析出使热轧延展性降低，且在轧制时产生表面伤痕，所以如果超过0.0150％则是有坏处的。因此，将N含量设为超过0.0070％且0.0150％以下。
[0042] Si％+2×P％-(5×Al％+10×O％+3×N％)：0.15～0.75％
[0043] Si％+2×P％-(5×Al％+10×O％+3×N％)的指标是关乎本发明根本的重要的指标，为了通过优化表面粗糙度，且减少表面伤痕来达到优异的切削性，而限定成分组成中的Si量、P量、Al量、O量和N量的平衡。
[0044] 即，本指标的技术的意义是对(1)从切削性的观点来看的Si量、P量、O量、N量和(2)从生成氧化物、AlN析出物且对表面伤痕有坏的影响的方面来看的Si量、Al量、O量和N量的平衡进行考虑来实现适宜化。
[0045] 如果本指标低于0.15％，则不能得到充分的效果。另一方面，如果超过0.75％则其效果饱和，并且不能抑制以铸造时产生的巨大氧化物为起因的轧制时的表面伤痕的产生。因此，将Si％+2×P％-(5×Al％+10×O％+3×N％)设为0.15～0.75％。应予说明，各元素表示各含量。
[0046] ([Mn％]5)/15＜S％＜([Mn％]5)/2
[0047] 在本发明中，进一步通过([Mn％]5)/15＜S％＜([Mn％]5)/2的指标对Mn量和5
S量的平衡进行限定来抑制表面伤痕的发生，从而提高切削性。如果S％≥([Mn％])/2则生成除MnS以外的硫化物，例如生成FeS而使表面伤痕变差。另一方面，如果S％
5
≤([Mn％])/15则由于形成MnS后剩余的Mn会无益地增加钢材的硬度，所以特别是工具寿
5 5 5
命会变短。因此，设为([Mn％])/15＜S％＜([Mn％])/2。优选为S％＜([Mn％])/3.5。
应予说明，各元素表示各含量。
S量的平衡进行限定来抑制表面伤痕的发生，从而提高切削性。如果S％≥([Mn％])/2则生成除MnS以外的硫化物，例如生成FeS而使表面伤痕变差。另一方面，如果S％
5
≤([Mn％])/15则由于形成MnS后剩余的Mn会无益地增加钢材的硬度，所以特别是工具寿
5 5 5
命会变短。因此，设为([Mn％])/15＜S％＜([Mn％])/2。优选为S％＜([Mn％])/3.5。
应予说明，各元素表示各含量。
[0049] 上述构成的低碳硫快削钢成为表面粗糙度低、具有优异的切削性、且表面伤痕少的快削钢，在工业中极其有用。
[0050] 实施例
[0051] 以下对本发明的实施例进行说明。
[0052] 将表1所示的具有本发明的范围内的化学成分组成的钢(以下简称为本发明钢)No.1～21，和具有本发明范围外的化学成分组成的钢(以下简称为比较钢)No.22～40，以及作为参考例的No.41的SUM23L进行熔炼，铸造成铸造截面为400×300mm的钢锭之后，分别热轧成直径85mm的棒钢和直径11.5mm的线材。分别利用由如上所述制造的本发明钢和比较钢以及参考例的钢形成的棒钢以及线材来实施以下的试验。
[0053] <其1>利用棒钢的试验
[0054] 切削性试验以表2所示的条件实施并进行了评价。
[0055] 表面伤痕试验是对切断成长度为300mm的圆棒进行酸洗，采用目视来测定表面伤痕个数。
[0056] 将试验结果示于表3。将No.1～21的本发明例的任一例与No.41的参考例中的SUM23L比较，则表面伤痕个数少且表面伤痕优良，包括了切屑处理性、加工表面粗糙度的切削性也优良。
[0057] No.22～40为比较例，在No.22中，C量超出本发明要求保护的范围，由于C量低于0.04％，所以不能得到充分的强度，且由于延展性好从而切削性与本发明钢相比也较差。
[0058] 在No.23中，C量超出本发明的范围，由于C量超过0.15％，所以珠光体量较多，因此，切削性与本发明钢相比也较差。
[0059] 在No.24中，Si量超出本发明的范围，由于Si量为0.1％以下，所以铁素体组织的延展性好，因此，切削性与本发明钢相比也较差。
[0060] 在No.25中，Si量超出本发明的范围，由于Si量超过0.7％，所以巨大Si氧化物使发纹形成，因此，表面伤痕个数多，且表面伤痕与本发明钢相比也较差。
[0061] 在No.26中，Mn量超出本发明的范围，由于Mn量低于0.85％，所以硫化物的含量较少，因此，切削性与本发明钢相比也较差。
[0062] 在No.27中，Mn量超出本发明的范围，由于Mn量超过1.50％，所以硫化物延伸得较长，因此，切削性与本发明钢相比也较差。
[0063] 在No.28中，P量超出本发明的范围，由于P量低于0.040％，所以不能抑制积屑瘤的生成且不能脆化铁素体组织，因此，切削性与本发明钢相比也较差。
[0064] 在No.29中，P量超出本发明的范围，由于P量超过0.120％，所以热加工性的降低显著，因此，表面伤痕个数多，且表面伤痕与本发明钢相比也较差。
[0065] 在No.30中，S量超出本发明的范围，由于S量低于0.250％，所以硫化物的含量较少，因此，切削性与本发明钢相比也较差。
[0066] 在No.31中，S量超出本发明的范围，由于S量为0.400％以上，所以热加工性的降低显著，因此表面伤痕个数较多，且表面伤痕与本发明钢相比也较差。
[0067] 在No.32中，Al量超出本发明的范围，由于Al量为0.005％以上，所以巨大的Al氧化物使发纹形成，并且AlN在奥氏体晶界析出而降低热加工性，因此，表面伤痕个数较多，且表面伤痕与本发明钢相比也较差。
[0068] 在No.33中，O量超出本发明的范围，由于O量为0.0020％以下，所以硫化物会显著延伸，因此，切削性与本发明钢相比也较差。
[0069] 在No.34中，O量超出本发明的范围，由于O量超过0.0120％，所以巨大的Al氧化物使发纹形成，因此，表面伤痕个数较多，且表面伤痕与本发明钢相比也较差。
[0070] 在No.35中，N量超出本发明的范围，由于N量为0.0070％以下，所以不发生应变时效，因此，切削性与本发明钢相比也较差。
[0071] 在No.36中，N量超出本发明的范围，由于N量超过0.0150％，所以AlN在奥氏体晶界析出而降低热加工性，因此，表面伤痕个数较多，且表面伤痕与本发明钢相比也较差。
[0072] 在No.49中，指标Si％+2×P％-(5×Al％+10×O％+3×N％)超出本发明的范围，由于低于0.15％，所以切削性与本发明钢相比也较差。
[0073] 在No.38中，指标Si％+2×P％-(5×Al％+10×O％+3×N％)超出本发明的范围，由于超过0.75％，所以表面伤痕个数较多，且表面伤痕与本发明钢相比也较差。
[0074] 在No.39中，指标([Mn％]5)/15＜S％＜([Mn％]5)/2超出本发明的范围，由于5
S％≤([Mn％])/15，所以无益地增加了硬度，因此，切削性与本发明钢相比也较差。
S％≤([Mn％])/15，所以无益地增加了硬度，因此，切削性与本发明钢相比也较差。
[0075] 在No.40中，指标([Mn％]5)/15＜S％＜([Mn％]5)/2超出本发明的范围，由于5
S％≥([Mn％])/2，所以会生成FeS而降低热加工性，因此，表面伤痕个数较多，且表面伤痕与本发明钢相比也较差。
S％≥([Mn％])/2，所以会生成FeS而降低热加工性，因此，表面伤痕个数较多，且表面伤痕与本发明钢相比也较差。
[0076] <其2>利用线材的试验
[0077] 将直径为11.5mm的线材冲裁成为直径10mm之后，对其实施切削性试验、表面伤痕试验。
[0078] 切削性试验以表4所示的条件来实施并进行了评价。
[0079] 表面伤痕试验是对10根切断成长度为300mm的冲裁件采用目视来测定表面伤痕总个数。将试验结果示于表5。
[0080] 将No.42～62的本发明例的任一例与No.82的参考例中的SUM23L比较，则表面伤痕个数较少且表面伤痕优良，包括切屑处理性、加工表面粗糙度的切削性也优良。
[0082] 在No.64中，C量超出本发明要求保护的范围，由于C量超过0.15％，所以珠光体量较多，因此，切削性与本发明钢相比也较差。
[0083] 在No.65中，Si量超出本发明要求保护的范围，由于Si量为0.1％以下，所以铁素体组织的延展性高，因此，切削性与本发明钢相比也较差。
[0084] 在No.66中，Si量超出本发明的范围，由于Si量超过0.7％，所以巨大的Si氧化物使发纹形成，因此，表面伤痕个数多，且表面伤痕与本发明钢相比也较差。
[0085] 在No.67中，Mn量超出本发明的范围，由于Mn量低于0.85％，所以硫化物的含量较少，因此，切削性与本发明钢相比也较差。
[0086] 在No.68中，Mn量超出本发明的范围，由于Mn量超过1.50％，所以硫化物延伸得较长，因此，切削性与本发明钢相比也较差。
[0087] 在No.69中，P量超出本发明的范围，由于P量低于0.040％，所以不能抑制积屑瘤的生成且不能脆化铁素体组织，因此，切削性与本发明钢相比也较差。
[0088] 在No.70中，P量超出本发明的范围，由于P量超过0.120％，所以热加工性的降低显著，因此，表面伤痕个数多，且表面伤痕与本发明钢相比也较差。
[0089] 在No.71中，S量超出本发明的范围，由于S量低于0.250％，所以硫化物的量较少，因此，切削性与本发明钢相比也较差。
[0090] 在No.72中，S量超出本发明的范围，由于S量为0.400％以上，所以热加工性的降低显著，因此表面伤痕个数较多，且表面伤痕与本发明钢相比也较差。
[0091] 在No.73中，Al量超出本发明的范围，由于Al量为0.005％以上，所以巨大的Al氧化物使发纹形成，并且AlN在奥氏体晶界析出而降低热加工性，因此，表面伤痕个数较多，且表面伤痕与本发明钢相比也较差。
[0092] 在No.74中，O量超出本发明的范围，由于O量为0.0020％以下，所以硫化物会显著延伸，因此，切削性与本发明钢相比也较差。
[0093] 在No.75中，O量超出本发明的范围，由于O量超过0.0120％，所以巨大的Al氧化物使发纹形成，因此，表面伤痕个数较多，且表面伤痕与本发明钢相比也较差。
[0094] 在No.76中，N量超出本发明的范围，由于N量为0.0070％以下，所以不发生应变时效，因此，切削性与本发明钢相比也较差。
[0095] 在No.77中，N量超出本发明的范围，由于N量超过0.0150％，所以AlN在奥氏体晶界大量析出而降低热加工性，因此，表面伤痕个数较多，且表面伤痕与本发明钢相比也较差。
[0096] 在No.78中，指标Si％+2×P％-(5×Al％+10×O％+3×N％)超出本发明的范围，由于低于0.15％，所以切削性与本发明钢相比也较差。
[0097] 在No.79中，指标Si％+2×P％-(5×Al％+10×O％+3×N％)超出本发明的范围，由于超过0.75％，所以表面伤痕个数较多，且表面伤痕与本发明钢相比也较差。
[0098] 在No.80中，指标([Mn％]5)/15＜S％＜([Mn％]5)/2超出本发明的范围，由于5
S％≤([Mn％])/15，所以无益地增加了硬度，因此，切削性与本发明钢相比也较差。
S％≤([Mn％])/15，所以无益地增加了硬度，因此，切削性与本发明钢相比也较差。
[0099] 在No.81中，指标([Mn％]5)/15＜S％＜([Mn％]5)/2超出本发明的范围，由于5
S％≥([Mn％])/2，所以会生成FeS而降低热加工性，因此，表面伤痕个数较多，且表面伤痕与本发明钢相比也较差。
S％≥([Mn％])/2，所以会生成FeS而降低热加工性，因此，表面伤痕个数较多，且表面伤痕与本发明钢相比也较差。
[0100]
[0101]
[0102] [表3]
[0103]
[0104]
[0105] [表5]
[0106]
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