JP2004332020A - 被削性に優れた析出硬化型ステンレス鋼 - Google Patents
被削性に優れた析出硬化型ステンレス鋼 Download PDFInfo
- Publication number
- JP2004332020A JP2004332020A JP2003126686A JP2003126686A JP2004332020A JP 2004332020 A JP2004332020 A JP 2004332020A JP 2003126686 A JP2003126686 A JP 2003126686A JP 2003126686 A JP2003126686 A JP 2003126686A JP 2004332020 A JP2004332020 A JP 2004332020A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- machinability
- stainless steel
- precipitation
- hardness
- heat treatment
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Withdrawn
Links
Images
Landscapes
- Heat Treatment Of Articles (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
【課題】被削性に最も適した組織を得ることで被削性が大幅に改善された析出硬化型ステンレス鋼を提供する。
【解決手段】質量％で、Ｃ：０．００５〜０．０３０％、Ｓｉ：０．１〜０．５％、Ｍｎ：０．１〜０．７％、Ｎｉ：５〜６％、Ｃｒ：１５〜１７％、Ｍｏ：０．５〜１．５％、Ｃｕ：２〜５％、Ｎｂ：０．１０〜０．４０％、Ｎ：０．００５〜０．０３０％、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、７００〜８００℃で１５分〜２０時間保持後室温まで冷却する一段時効処理を行った後、６００〜６８０℃で１５分〜２０時間保持後室温まで冷却する二段時効処理を行うことを特徴とする被削性に優れた析出硬化型ステンレス鋼。
【選択図】 図１
【解決手段】質量％で、Ｃ：０．００５〜０．０３０％、Ｓｉ：０．１〜０．５％、Ｍｎ：０．１〜０．７％、Ｎｉ：５〜６％、Ｃｒ：１５〜１７％、Ｍｏ：０．５〜１．５％、Ｃｕ：２〜５％、Ｎｂ：０．１０〜０．４０％、Ｎ：０．００５〜０．０３０％、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、７００〜８００℃で１５分〜２０時間保持後室温まで冷却する一段時効処理を行った後、６００〜６８０℃で１５分〜２０時間保持後室温まで冷却する二段時効処理を行うことを特徴とする被削性に優れた析出硬化型ステンレス鋼。
【選択図】 図１
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、被削性に優れた析出硬化型ステンレス鋼に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
従来、ＳＵＳ６３０系のマルテンサイト系析出硬化型ステンレス鋼は、強度、靱性および耐食性を兼ね備えた材料であり、固溶化熱処理後に析出硬化熱処理を施し、目的に合った強度を付与して用いられる。これらの特徴を活かし、建築構造部材、ボルト等の締結材、海洋環境で用いられる船舶用シャフト類、プラスチック金型等の幅広い分野で使用されている。さらなる特徴は、通常固溶化熱処理状態で供給された素材を所定の形状に加工した後、比較的低温の析出硬化熱処理で硬化できる点で、熱処理コストが低く、歪みや酸化等も殆んど問題にならないことである。しかし、上記材料は、固溶化熱処理状態で硬さが高く、機械加工性が極めて悪い。析出硬化熱処理ではさらに硬さが増して加工性が低下する。
【０００３】
上述したＳＵＳ６３０系のマルテンサイト系析出硬化型ステンレス鋼を改良するために、Ｏを添加するとともに、Ｃ、Ｎを低減して固溶化熱処理硬さを低下させて被削性を改善する鋼として特開平１０−３０６３５１号公報（特許文献１）が開示されている。また、特開平５−３３１６００号公報（特許文献２）では、Ｃ、Ｎを低減して固溶化熱処理硬さを低下させ、かつマルテンサイト中にオーステナイト相を１０〜３０％含有させて被削性を改善する鋼が提案されている。また、特開平４−２７４５号公報（特許文献３）では、Ｓを０．０５〜０．１５％添加して硫化物を分散させて被削性を改善する鋼が提案されている。さらに、特開昭５２−３０２１２号公報（特許文献４）のように、快削元素であるＳｅを０．０５〜０．３０％添加してセレン化物を鋼中に分散させることで、被削性を改善する方法が提案されている。
【０００４】
【引用文献】
（１）特許文献１（特開平１０−３０６３５１号公報）
（２）特許文献２（特開平５−３３１６００号公報）
（３）特許文献３（特開平４−２７４５号公報）
（４）特許文献４（特開昭５２−３０２１２号公報）
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、特許文献１は、Ｃ、Ｎ低減による固溶化熱処理硬さ低下とＯ添加によりある程度の被削性向上は認められるが、固溶化熱処理状態での範囲に限ったものであり、時効処理の繰り返しによる更なる被削性改善の可能性までは考慮されていない。また、特許文献２は、Ｃ＋Ｎの低減とＮｂ、Ｖ、Ｔｉの添加により固溶化熱処理硬さを低下させ、オーステナイト相を１０〜３０％含有したマルテンサイト相にすることで機械加工性を改善するものである。ただし、オーステナイト相に着目したとはいえ、特許文献２で示されるその量は高々３０％であり、後述するように、オーステナイト量を最大にして、かつマルテンサイト相を低歪み化することで被削性を改善することを目的とした本発明とは思想的に異なるものである。また、特許文献３もＭｎＳの分散により被削性を改善する点で優れているが、延靱性と硬さのバランスにおいて十分と言うことが出来ない。さらに、特許文献４の方法では、セレン化物は巨大な介在物として存在することから、延性、靱性を悪化させる。従って、構造用強度部材として使用される場合には、このような手段による快削鋼化は適当とは言えない。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
上述したような問題を解消するために、発明者らは鋭意検討を進めた結果、本発明のように、低Ｃ、Ｎで、Ｍｏを含有するマルテンサイト系析出硬化型ステンレス鋼に、７００〜８００℃で炭窒化物の析出およびＣｕの過時効を目的とした一段時効処理を行い、続けて逆変態オーステナイト量が最大となる６００〜６８０℃に再度加熱する二段時効処理を行うことで、被削性に最も適した組織を得ることが出来ることを見出した。すなわち、被削性に最も適した組織を得ることで被削性が大幅に改善された析出硬化型ステンレス鋼を提供するものである。
【０００７】
その発明の要旨とするところは、
（１）質量％で、Ｃ：０．００５〜０．０３０％、Ｓｉ：０．１〜０．５％、Ｍｎ：０．１〜０．７％、Ｎｉ：５〜６％、Ｃｒ：１５〜１７％、Ｍｏ：０．５〜１．５％、Ｃｕ：２〜５％、Ｎｂ：０．１０〜０．４０％、Ｎ：０．００５〜０．０３０％、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、７００〜８００℃で１５分〜２０時間保持後室温まで冷却する一段時効処理を行った後、６００〜６８０℃で１５分〜２０時間保持後室温まで冷却する二段時効処理を行うことを特徴とする被削性に優れた析出硬化型ステンレス鋼。
【０００８】
（２）前記（１）に加えて、Ｏ：０．００１〜０．０５０％、Ｓ：０．００１〜０．０５０％、Ｓｅ：０．００１〜０．０５０％、Ｔｅ：０．００１〜０．０５０％、Ｃａ：０．００１〜０．０１０％、の１種または２種以上を含有させたことを特徴とする被削性に優れた析出硬化型ステンレス鋼。
（３）前記（１）または（２）に加えて、Ｔｉ：０．０１〜０．４０％、Ｖ：０．０１〜０．４０％、Ｗ：０．０１〜０．４０％、の１種または２種以上を含有させたことを特徴とする被削性に優れた析出硬化型ステンレス鋼。
【０００９】
（４）前記（１）〜（３）に加えて、Ａｌ：０．００１〜０．１００％、Ｂ：０．００１〜０．１００％、Ｍｇ：０．００１〜０．１００％、ＲＥＭ：０．００１〜０．１００％、の１種または２種以上を含有させたことを特徴とする被削性に優れた析出硬化型ステンレス鋼。
（５）前記（１）に記載の時効処理前に９００〜１１００℃で１０分〜６時間保持後室温まで冷却する固溶化熱処理を行うことを特徴とする被削性に優れた析出硬化型ステンレス鋼である。
【００１０】
以下、本発明について詳細に説明する。
本発明のマルテンサイト系析出硬化型ステンレス鋼の熱処理組織は次のように変化する。すなわち、固溶化熱処理状態においてはマルテンサイト相に微量の残留オーステナイト相が残存した組織である。４００℃以上の温度で時効処理を行なうとＣｕ−ｒｉｃｈ相が微細に析出して硬化すると共にマルテンサイト相から逆変態オーステナイト相が生成し始める。硬さは時効温度４８０℃付近で最高になり、これ以上の温度では次第に硬さを減じる。オーステナイトは時効温度６５０℃付近で逆変態オーステナイトが最大となるがこれ以上の高温では冷却中に再度マルテンサイト変態を始めるため減少する。
【００１１】
そこで、発明者らは鋭意研究を進めた結果、マルテンサイト系析出硬化型ステンレス鋼の切削加工に際して、組織の硬さが出来るだけ低いことに加えて、以下のように組織制御を行なった場合に飛躍的に改善されることを見出した。▲１▼本発明のマルテンサイト系析出硬化型ステンレス鋼は、靱性および耐食性の点からＮｉを５〜６％含有しており、焼入性が非常に良いため、オーステナイト化する固溶化熱処理温度から徐冷した場合でも、マルテンサイト変態を起こし硬化してしまう。しかしながら、被削性に及ぼす組織の影響に関しては、マルテンサイト組織の中でも、格子歪みの少ないマルテンサイトの方が切削加工に適していることが判明した。従って、比較的低温から焼入れてＣやＮの固溶量が少ない低歪みマルテンサイト組織とするのが良い。
【００１２】
▲２▼析出硬化熱処理温度近辺で生じる逆変態オーステナイトは、それ自体の硬さは低いが、マルテンサイトラス間に層状に析出するので、組織全体の硬さを増加させ、被削性を減じる。従って、体積率で少なくとも３０％以上の逆変態オーステナイトを析出させて、オーステナイトどうしを連結させる必要がある。▲３▼析出硬化状態での被削性は良くない。従って、過時効処理により析出硬化元素であるＣｕを粗大化させ、硬化能を失わせた状態で切削するのが良い。このようなことから、先ず７００〜８００℃で炭窒化物の析出およびＣｕの過時効を目的とした一段時効処理を行い、続けて逆変態オーステナイト量が最大となる６００〜６８０℃に再度加熱する二段時効処理を行うことで、被削性に最も適した組織を得ることが出来るものである。
【００１３】
【発明の実施の形態】
次に、本発明に係る成分組成の限定理由を述べる。
Ｃ：０．００５〜０．０３０％
Ｃは、強度を高める基本的な元素である。しかし、０．００５％未満ではその効果は十分でなく、また、０．０３０％を超えると固溶化熱処理後の硬さが上昇することから、その範囲を０．００５〜０．０３０％とした。
Ｓｉ：０．１〜０．５％
Ｓｉは、脱酸剤として有効であるが、しかし、０．１％未満ではその効果は十分でなく、また、０．５％を超えると耐食性が劣化し、固溶化熱処理後の硬さが上昇することから、その範囲を０．１〜０．５％とした。
【００１４】
Ｍｎ：０．１〜０．７％
Ｍｎは、Ｓｉと同様に、脱酸剤として有効であるが、しかし、０．１％未満ではその効果は十分でなく、また、０．７％を超えると耐食性が劣化することから、その範囲を０．１〜０．７％とした。
Ｎｉ：５〜６％
Ｎｉは、耐食性と靱性を改善する基本元素であり、５％以上必要である。しかし、６％を超える添加は残留オーステナイトが増加することから、その上限を６％とした。
【００１５】
Ｃｒ：１５〜１７％
Ｃｒは、表面に保護性の酸化皮膜を形成し耐食性を付与する基本元素であり、１５％以上必要である。しかし、１７％を超える添加は残留オーステナイトが増加する。従って、その範囲を１５〜１７％とした。
Ｍｏ：０．５〜１．５％
Ｍｏは、耐食性および靱性を改善する元素であり、０．５％以上必要である。しかし、１．５％を超えると固溶化熱処理後の硬さが上昇し、δフェライト生成により冷間加工性が劣化するため、その範囲を０．５〜１．５％とした。
【００１６】
Ｃｕ：２〜５％
Ｃｕは、析出硬化させるための必須元素である．そのためには、２％必要である。しかし、５％を超えると熱間加工性が劣化するため、その範囲を２〜５％とした。
Ｎｂ：０．１０〜０．４０％
Ｎｂは、Ｃ，Ｎと反応して炭窒化物を生成し、析出硬化熱処理後の硬さを上昇させる効果がある。そのためには、それぞれ、０．１０％必要である。しかし、過剰な添加は熱間加工性を劣化させることから、その上限を０．４０％と定めた。
【００１７】
Ｎ：０．００５〜０．０３０％
Ｎは、結晶粒の粗大化防止に有効な元素である。しかし、０．００５％未満ではその効果が十分でなく、また、０．０３０％を超えると固溶化熱処理後の硬さが上昇するので、その上限を０．０３０％とした。
Ｏ：０．００１〜０．０５０％、Ｓ：０．００１〜０．０５０％、Ｓｅ：０．００１〜０．０５０％、Ｔｅ：０．００１〜０．０５０％、Ｃａ：０．００１〜０．０１０％、の１種または２種以上
Ｏ，Ｓ，Ｓｅ，Ｔｅ，Ｃａは、いずれも被削性を改善する快削元素として有効である。しかし、各下限未満では効果が十分でなく、また、上限を超える添加は、熱間加工性を劣化させることから、各々の上限を定めた。
【００１８】
Ｔｉ：０．０１〜０．４０％、Ｖ：０．０１〜０．４０％、Ｗ：０．０１〜０．４０％、の１種または２種以上
Ｔｉ，Ｖ，Ｗは、いずれも、Ｃ，Ｎと反応して炭窒化物を生成し、析出硬化熱処理後の硬さを上昇させる効果がある。そのためには、それぞれ、０．１０％必要である。しかし、それぞれの上限を超える添加は熱間加工性を劣化させることから、その上限を０．４０％と定めた。
【００１９】
Ａｌ：０．００１〜０．１００％、Ｂ：０．００１〜０．１００％、Ｍｇ：０．００１〜０．１００％、ＲＥＭ：０．００１〜０．１００％、の１種または２種以上
Ａｌ，Ｂ，Ｍｇ，ＲＥＭは、いずれも熱間加工性を改善する元素として有効である。それぞれ、０．００１％必要である。しかし、各上限を超える添加をしても、その効果は飽和することから、各上限を定めた。
【００２０】
９００〜１１００℃保持後急冷による固溶化熱処理
固溶化熱処理は、組織を均一化し、炭窒化物を固溶させるために行われる。９００℃未満では炭窒化物の固溶が不十分で析出硬化熱処理後の特性が十分に発揮できず、１１００℃を超えると残留オーステナイトが増加すると共に硬さが上昇することから、その範囲を９００〜１１００℃とした。
【００２１】
【実施例】
（実施例１）
表１に示す化学成分組成のＡ鋼を１００ｋｇ真空溶解炉にて溶解した後インゴットに鋳造し、鍛伸後、各種熱処理を行い、各種試験に供した。
（１）熱処理
▲１▼固溶化熱処理：９２０〜１０６０℃保持後水冷
▲２▼一段時効処理：４００〜９００℃保持後空冷
▲３▼二段時効処理：４００〜９００℃保持後空冷
（２）硬さ：鍛伸方向に垂直な断面の中周部、ＨＲＣ
（３）オーステナイト量測定：Ｘ線回折装置でα（２００），（２１１）強度に対するγ（２２０），（３１１）の強度比を求めて測定した。
（４）マルテンサイト格子定数：α（２００）面による回折の最大ピーク位置から格子定数を推定した。
【００２２】
（５）ドリル寿命試験：φ６０ｍｍに鍛伸後、上記熱処理を施したものについて、ドリル寿命試験を行なった。
試験条件
（ａ）ドリル：ＳＫＨ５１、φ５ｍｍ、ストレートシャンクツイストドリル
（ｂ）周速：１５ｍ／ｍｉｎ
（ｃ）送り：０．０３ｍｍ／ｒｅｖ
（ｄ）穿孔深さ：１５ｍｍ
（ｅ）切削油：なし
（ｆ）寿命判定：折損または溶損により穿孔不能となるまで
【００２３】
【表１】
【００２４】
先ず、表１に示すＮｏ．Ａの成分鋼を１００ｋｇ真空溶解炉にて溶製し、φ２０に鍛伸後、１０４０℃×３０分保持後水冷の固溶化熱処理を行なった。この固溶化熱処理材に対して、一段時効処理として、４００〜９００℃×２時間保持後空冷の熱処理を施して、硬さ測定、オーステナイト量測定を行なった。次に、各温度の一段時効処理材について、再度４００〜９００℃×２時間保持後空冷の二段時効処理を施し、硬さ測定、オーステナイト量測定、格子定数測定を行なった。図１に一段時効処理材の硬さとオーステナイト量を示す。固溶化状態では硬さ約２８ＨＲＣであるが、時効処理を施すとＣｕ−ｒｉｃｈ相の微細析出により硬さが上昇し、時効温度４８０℃付近で最高硬さ４４ＨＲＣに達する。時効温度がこれ以上になると硬さは次第に下がり９００℃では固溶化状態と同程度の硬さになる。オーステナイト量は、固溶化状態では１０％以下だが、時効温度５００℃を超えると増加し６５０℃近辺で６０％近くもの最大量になる。時効温度がこれ以上になると減少して８００℃以上で１０％以下になる。
【００２５】
図２は、二段時効処理材の硬さとオーステナイト量を示す。一段時効処理温度が７００〜８００℃のとき、二段時効処理では時効温度の上昇に伴って硬さが図２（ａ）に示すように漸減する。一段時効処理温度が６５０では二段時効後の硬さは高いままで、８５０℃、９００℃では再固溶したＣｕが二段時効により析出硬化するため硬さが高い。また、図２（ｂ）に示すようにオーステナイト量は一段時効と同様に６５０℃近辺で最大となる。次いで、図３に時効処理によるマルテンサイト格子定数の変化を示す。固溶化状態よりも一段時効、さらに二段時効状態の方が格子定数が小さく、歪みの少ないマルテンサイトが生成していることが分かる。
【００２６】
以上のことから、硬さが低く格子歪みの少ないマルテンサイトを生成させ、オーステナイトが多い組織とするためには、一段目に７００〜８００℃の時効処理を行い、次いで二段目に６００〜６８０℃の時効処理を施す二段時効処理が有効であることが分かる。ここで、各時効処理状態についてドリル寿命試験を行なった。図４にドリル寿命に及ぼす一段時効処理および二段時効処理の影響を示す。図４（ａ）に示すように、一段時効処理では、ドリル寿命が最も長い固溶化状態および９００℃時効状態でも寿命は１０〜２０穴と短寿命で、その中間の４００〜８００℃時効処理では析出硬化のためさらに寿命が短くなる。しかしながら、７５０℃で一段時効処理を施した後で図４（ｂ）に示すように、二段時効処理を施すと、時効温度６００〜６８０℃のときのドリル寿命が著しく改善される。
【００２７】
（実施例２）
実施例１と同様にして、表２に示す成分組成の各種鋼に表３に示す各熱処理を施し、ドリル寿命試験に供した。その結果、本発明に属する二段熱処理を施したものは、本発明外の熱処理をしたものに比べて著しく優れたドリル寿命を示していることは分かる。
【００２８】
【表２】
【００２９】
【表３】
【００３０】
【発明の効果】
以上述べたように、本発明による７００〜８００℃で炭窒化物の析出およびＣｕの過時効を目的とした一段時効処理を行い、続けて逆変態オーステナイト量が最大となる６００〜６８０℃に再度加熱する二段時効処理を行うことで、従来、機械加工が困難であったマルテンサイト系析出硬化型ステンレス鋼の被削性を大幅に改善し、強度、靱性および耐食性を保持したまま、被削性を飛躍的に向上させることが得られる極めて優れた効果を奏するものである
【図面の簡単な説明】
【図１】一段時効処理材の硬さとオーステナイト量を示す図である。
【図２】二段時効処理材の硬さとオーステナイト量を示す図である。
【図３】時効処理によるマルテンサイト格子定数の変化を示す図である。
【図４】ドリル寿命に及ぼす一段時効処理および二段時効処理の影響を示す図である。
【発明の属する技術分野】
本発明は、被削性に優れた析出硬化型ステンレス鋼に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
従来、ＳＵＳ６３０系のマルテンサイト系析出硬化型ステンレス鋼は、強度、靱性および耐食性を兼ね備えた材料であり、固溶化熱処理後に析出硬化熱処理を施し、目的に合った強度を付与して用いられる。これらの特徴を活かし、建築構造部材、ボルト等の締結材、海洋環境で用いられる船舶用シャフト類、プラスチック金型等の幅広い分野で使用されている。さらなる特徴は、通常固溶化熱処理状態で供給された素材を所定の形状に加工した後、比較的低温の析出硬化熱処理で硬化できる点で、熱処理コストが低く、歪みや酸化等も殆んど問題にならないことである。しかし、上記材料は、固溶化熱処理状態で硬さが高く、機械加工性が極めて悪い。析出硬化熱処理ではさらに硬さが増して加工性が低下する。
【０００３】
上述したＳＵＳ６３０系のマルテンサイト系析出硬化型ステンレス鋼を改良するために、Ｏを添加するとともに、Ｃ、Ｎを低減して固溶化熱処理硬さを低下させて被削性を改善する鋼として特開平１０−３０６３５１号公報（特許文献１）が開示されている。また、特開平５−３３１６００号公報（特許文献２）では、Ｃ、Ｎを低減して固溶化熱処理硬さを低下させ、かつマルテンサイト中にオーステナイト相を１０〜３０％含有させて被削性を改善する鋼が提案されている。また、特開平４−２７４５号公報（特許文献３）では、Ｓを０．０５〜０．１５％添加して硫化物を分散させて被削性を改善する鋼が提案されている。さらに、特開昭５２−３０２１２号公報（特許文献４）のように、快削元素であるＳｅを０．０５〜０．３０％添加してセレン化物を鋼中に分散させることで、被削性を改善する方法が提案されている。
【０００４】
【引用文献】
（１）特許文献１（特開平１０−３０６３５１号公報）
（２）特許文献２（特開平５−３３１６００号公報）
（３）特許文献３（特開平４−２７４５号公報）
（４）特許文献４（特開昭５２−３０２１２号公報）
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、特許文献１は、Ｃ、Ｎ低減による固溶化熱処理硬さ低下とＯ添加によりある程度の被削性向上は認められるが、固溶化熱処理状態での範囲に限ったものであり、時効処理の繰り返しによる更なる被削性改善の可能性までは考慮されていない。また、特許文献２は、Ｃ＋Ｎの低減とＮｂ、Ｖ、Ｔｉの添加により固溶化熱処理硬さを低下させ、オーステナイト相を１０〜３０％含有したマルテンサイト相にすることで機械加工性を改善するものである。ただし、オーステナイト相に着目したとはいえ、特許文献２で示されるその量は高々３０％であり、後述するように、オーステナイト量を最大にして、かつマルテンサイト相を低歪み化することで被削性を改善することを目的とした本発明とは思想的に異なるものである。また、特許文献３もＭｎＳの分散により被削性を改善する点で優れているが、延靱性と硬さのバランスにおいて十分と言うことが出来ない。さらに、特許文献４の方法では、セレン化物は巨大な介在物として存在することから、延性、靱性を悪化させる。従って、構造用強度部材として使用される場合には、このような手段による快削鋼化は適当とは言えない。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
上述したような問題を解消するために、発明者らは鋭意検討を進めた結果、本発明のように、低Ｃ、Ｎで、Ｍｏを含有するマルテンサイト系析出硬化型ステンレス鋼に、７００〜８００℃で炭窒化物の析出およびＣｕの過時効を目的とした一段時効処理を行い、続けて逆変態オーステナイト量が最大となる６００〜６８０℃に再度加熱する二段時効処理を行うことで、被削性に最も適した組織を得ることが出来ることを見出した。すなわち、被削性に最も適した組織を得ることで被削性が大幅に改善された析出硬化型ステンレス鋼を提供するものである。
【０００７】
その発明の要旨とするところは、
（１）質量％で、Ｃ：０．００５〜０．０３０％、Ｓｉ：０．１〜０．５％、Ｍｎ：０．１〜０．７％、Ｎｉ：５〜６％、Ｃｒ：１５〜１７％、Ｍｏ：０．５〜１．５％、Ｃｕ：２〜５％、Ｎｂ：０．１０〜０．４０％、Ｎ：０．００５〜０．０３０％、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、７００〜８００℃で１５分〜２０時間保持後室温まで冷却する一段時効処理を行った後、６００〜６８０℃で１５分〜２０時間保持後室温まで冷却する二段時効処理を行うことを特徴とする被削性に優れた析出硬化型ステンレス鋼。
【０００８】
（２）前記（１）に加えて、Ｏ：０．００１〜０．０５０％、Ｓ：０．００１〜０．０５０％、Ｓｅ：０．００１〜０．０５０％、Ｔｅ：０．００１〜０．０５０％、Ｃａ：０．００１〜０．０１０％、の１種または２種以上を含有させたことを特徴とする被削性に優れた析出硬化型ステンレス鋼。
（３）前記（１）または（２）に加えて、Ｔｉ：０．０１〜０．４０％、Ｖ：０．０１〜０．４０％、Ｗ：０．０１〜０．４０％、の１種または２種以上を含有させたことを特徴とする被削性に優れた析出硬化型ステンレス鋼。
【０００９】
（４）前記（１）〜（３）に加えて、Ａｌ：０．００１〜０．１００％、Ｂ：０．００１〜０．１００％、Ｍｇ：０．００１〜０．１００％、ＲＥＭ：０．００１〜０．１００％、の１種または２種以上を含有させたことを特徴とする被削性に優れた析出硬化型ステンレス鋼。
（５）前記（１）に記載の時効処理前に９００〜１１００℃で１０分〜６時間保持後室温まで冷却する固溶化熱処理を行うことを特徴とする被削性に優れた析出硬化型ステンレス鋼である。
【００１０】
以下、本発明について詳細に説明する。
本発明のマルテンサイト系析出硬化型ステンレス鋼の熱処理組織は次のように変化する。すなわち、固溶化熱処理状態においてはマルテンサイト相に微量の残留オーステナイト相が残存した組織である。４００℃以上の温度で時効処理を行なうとＣｕ−ｒｉｃｈ相が微細に析出して硬化すると共にマルテンサイト相から逆変態オーステナイト相が生成し始める。硬さは時効温度４８０℃付近で最高になり、これ以上の温度では次第に硬さを減じる。オーステナイトは時効温度６５０℃付近で逆変態オーステナイトが最大となるがこれ以上の高温では冷却中に再度マルテンサイト変態を始めるため減少する。
【００１１】
そこで、発明者らは鋭意研究を進めた結果、マルテンサイト系析出硬化型ステンレス鋼の切削加工に際して、組織の硬さが出来るだけ低いことに加えて、以下のように組織制御を行なった場合に飛躍的に改善されることを見出した。▲１▼本発明のマルテンサイト系析出硬化型ステンレス鋼は、靱性および耐食性の点からＮｉを５〜６％含有しており、焼入性が非常に良いため、オーステナイト化する固溶化熱処理温度から徐冷した場合でも、マルテンサイト変態を起こし硬化してしまう。しかしながら、被削性に及ぼす組織の影響に関しては、マルテンサイト組織の中でも、格子歪みの少ないマルテンサイトの方が切削加工に適していることが判明した。従って、比較的低温から焼入れてＣやＮの固溶量が少ない低歪みマルテンサイト組織とするのが良い。
【００１２】
▲２▼析出硬化熱処理温度近辺で生じる逆変態オーステナイトは、それ自体の硬さは低いが、マルテンサイトラス間に層状に析出するので、組織全体の硬さを増加させ、被削性を減じる。従って、体積率で少なくとも３０％以上の逆変態オーステナイトを析出させて、オーステナイトどうしを連結させる必要がある。▲３▼析出硬化状態での被削性は良くない。従って、過時効処理により析出硬化元素であるＣｕを粗大化させ、硬化能を失わせた状態で切削するのが良い。このようなことから、先ず７００〜８００℃で炭窒化物の析出およびＣｕの過時効を目的とした一段時効処理を行い、続けて逆変態オーステナイト量が最大となる６００〜６８０℃に再度加熱する二段時効処理を行うことで、被削性に最も適した組織を得ることが出来るものである。
【００１３】
【発明の実施の形態】
次に、本発明に係る成分組成の限定理由を述べる。
Ｃ：０．００５〜０．０３０％
Ｃは、強度を高める基本的な元素である。しかし、０．００５％未満ではその効果は十分でなく、また、０．０３０％を超えると固溶化熱処理後の硬さが上昇することから、その範囲を０．００５〜０．０３０％とした。
Ｓｉ：０．１〜０．５％
Ｓｉは、脱酸剤として有効であるが、しかし、０．１％未満ではその効果は十分でなく、また、０．５％を超えると耐食性が劣化し、固溶化熱処理後の硬さが上昇することから、その範囲を０．１〜０．５％とした。
【００１４】
Ｍｎ：０．１〜０．７％
Ｍｎは、Ｓｉと同様に、脱酸剤として有効であるが、しかし、０．１％未満ではその効果は十分でなく、また、０．７％を超えると耐食性が劣化することから、その範囲を０．１〜０．７％とした。
Ｎｉ：５〜６％
Ｎｉは、耐食性と靱性を改善する基本元素であり、５％以上必要である。しかし、６％を超える添加は残留オーステナイトが増加することから、その上限を６％とした。
【００１５】
Ｃｒ：１５〜１７％
Ｃｒは、表面に保護性の酸化皮膜を形成し耐食性を付与する基本元素であり、１５％以上必要である。しかし、１７％を超える添加は残留オーステナイトが増加する。従って、その範囲を１５〜１７％とした。
Ｍｏ：０．５〜１．５％
Ｍｏは、耐食性および靱性を改善する元素であり、０．５％以上必要である。しかし、１．５％を超えると固溶化熱処理後の硬さが上昇し、δフェライト生成により冷間加工性が劣化するため、その範囲を０．５〜１．５％とした。
【００１６】
Ｃｕ：２〜５％
Ｃｕは、析出硬化させるための必須元素である．そのためには、２％必要である。しかし、５％を超えると熱間加工性が劣化するため、その範囲を２〜５％とした。
Ｎｂ：０．１０〜０．４０％
Ｎｂは、Ｃ，Ｎと反応して炭窒化物を生成し、析出硬化熱処理後の硬さを上昇させる効果がある。そのためには、それぞれ、０．１０％必要である。しかし、過剰な添加は熱間加工性を劣化させることから、その上限を０．４０％と定めた。
【００１７】
Ｎ：０．００５〜０．０３０％
Ｎは、結晶粒の粗大化防止に有効な元素である。しかし、０．００５％未満ではその効果が十分でなく、また、０．０３０％を超えると固溶化熱処理後の硬さが上昇するので、その上限を０．０３０％とした。
Ｏ：０．００１〜０．０５０％、Ｓ：０．００１〜０．０５０％、Ｓｅ：０．００１〜０．０５０％、Ｔｅ：０．００１〜０．０５０％、Ｃａ：０．００１〜０．０１０％、の１種または２種以上
Ｏ，Ｓ，Ｓｅ，Ｔｅ，Ｃａは、いずれも被削性を改善する快削元素として有効である。しかし、各下限未満では効果が十分でなく、また、上限を超える添加は、熱間加工性を劣化させることから、各々の上限を定めた。
【００１８】
Ｔｉ：０．０１〜０．４０％、Ｖ：０．０１〜０．４０％、Ｗ：０．０１〜０．４０％、の１種または２種以上
Ｔｉ，Ｖ，Ｗは、いずれも、Ｃ，Ｎと反応して炭窒化物を生成し、析出硬化熱処理後の硬さを上昇させる効果がある。そのためには、それぞれ、０．１０％必要である。しかし、それぞれの上限を超える添加は熱間加工性を劣化させることから、その上限を０．４０％と定めた。
【００１９】
Ａｌ：０．００１〜０．１００％、Ｂ：０．００１〜０．１００％、Ｍｇ：０．００１〜０．１００％、ＲＥＭ：０．００１〜０．１００％、の１種または２種以上
Ａｌ，Ｂ，Ｍｇ，ＲＥＭは、いずれも熱間加工性を改善する元素として有効である。それぞれ、０．００１％必要である。しかし、各上限を超える添加をしても、その効果は飽和することから、各上限を定めた。
【００２０】
９００〜１１００℃保持後急冷による固溶化熱処理
固溶化熱処理は、組織を均一化し、炭窒化物を固溶させるために行われる。９００℃未満では炭窒化物の固溶が不十分で析出硬化熱処理後の特性が十分に発揮できず、１１００℃を超えると残留オーステナイトが増加すると共に硬さが上昇することから、その範囲を９００〜１１００℃とした。
【００２１】
【実施例】
（実施例１）
表１に示す化学成分組成のＡ鋼を１００ｋｇ真空溶解炉にて溶解した後インゴットに鋳造し、鍛伸後、各種熱処理を行い、各種試験に供した。
（１）熱処理
▲１▼固溶化熱処理：９２０〜１０６０℃保持後水冷
▲２▼一段時効処理：４００〜９００℃保持後空冷
▲３▼二段時効処理：４００〜９００℃保持後空冷
（２）硬さ：鍛伸方向に垂直な断面の中周部、ＨＲＣ
（３）オーステナイト量測定：Ｘ線回折装置でα（２００），（２１１）強度に対するγ（２２０），（３１１）の強度比を求めて測定した。
（４）マルテンサイト格子定数：α（２００）面による回折の最大ピーク位置から格子定数を推定した。
【００２２】
（５）ドリル寿命試験：φ６０ｍｍに鍛伸後、上記熱処理を施したものについて、ドリル寿命試験を行なった。
試験条件
（ａ）ドリル：ＳＫＨ５１、φ５ｍｍ、ストレートシャンクツイストドリル
（ｂ）周速：１５ｍ／ｍｉｎ
（ｃ）送り：０．０３ｍｍ／ｒｅｖ
（ｄ）穿孔深さ：１５ｍｍ
（ｅ）切削油：なし
（ｆ）寿命判定：折損または溶損により穿孔不能となるまで
【００２３】
【表１】
先ず、表１に示すＮｏ．Ａの成分鋼を１００ｋｇ真空溶解炉にて溶製し、φ２０に鍛伸後、１０４０℃×３０分保持後水冷の固溶化熱処理を行なった。この固溶化熱処理材に対して、一段時効処理として、４００〜９００℃×２時間保持後空冷の熱処理を施して、硬さ測定、オーステナイト量測定を行なった。次に、各温度の一段時効処理材について、再度４００〜９００℃×２時間保持後空冷の二段時効処理を施し、硬さ測定、オーステナイト量測定、格子定数測定を行なった。図１に一段時効処理材の硬さとオーステナイト量を示す。固溶化状態では硬さ約２８ＨＲＣであるが、時効処理を施すとＣｕ−ｒｉｃｈ相の微細析出により硬さが上昇し、時効温度４８０℃付近で最高硬さ４４ＨＲＣに達する。時効温度がこれ以上になると硬さは次第に下がり９００℃では固溶化状態と同程度の硬さになる。オーステナイト量は、固溶化状態では１０％以下だが、時効温度５００℃を超えると増加し６５０℃近辺で６０％近くもの最大量になる。時効温度がこれ以上になると減少して８００℃以上で１０％以下になる。
【００２５】
図２は、二段時効処理材の硬さとオーステナイト量を示す。一段時効処理温度が７００〜８００℃のとき、二段時効処理では時効温度の上昇に伴って硬さが図２（ａ）に示すように漸減する。一段時効処理温度が６５０では二段時効後の硬さは高いままで、８５０℃、９００℃では再固溶したＣｕが二段時効により析出硬化するため硬さが高い。また、図２（ｂ）に示すようにオーステナイト量は一段時効と同様に６５０℃近辺で最大となる。次いで、図３に時効処理によるマルテンサイト格子定数の変化を示す。固溶化状態よりも一段時効、さらに二段時効状態の方が格子定数が小さく、歪みの少ないマルテンサイトが生成していることが分かる。
【００２６】
以上のことから、硬さが低く格子歪みの少ないマルテンサイトを生成させ、オーステナイトが多い組織とするためには、一段目に７００〜８００℃の時効処理を行い、次いで二段目に６００〜６８０℃の時効処理を施す二段時効処理が有効であることが分かる。ここで、各時効処理状態についてドリル寿命試験を行なった。図４にドリル寿命に及ぼす一段時効処理および二段時効処理の影響を示す。図４（ａ）に示すように、一段時効処理では、ドリル寿命が最も長い固溶化状態および９００℃時効状態でも寿命は１０〜２０穴と短寿命で、その中間の４００〜８００℃時効処理では析出硬化のためさらに寿命が短くなる。しかしながら、７５０℃で一段時効処理を施した後で図４（ｂ）に示すように、二段時効処理を施すと、時効温度６００〜６８０℃のときのドリル寿命が著しく改善される。
【００２７】
（実施例２）
実施例１と同様にして、表２に示す成分組成の各種鋼に表３に示す各熱処理を施し、ドリル寿命試験に供した。その結果、本発明に属する二段熱処理を施したものは、本発明外の熱処理をしたものに比べて著しく優れたドリル寿命を示していることは分かる。
【００２８】
【表２】
【表３】
【発明の効果】
以上述べたように、本発明による７００〜８００℃で炭窒化物の析出およびＣｕの過時効を目的とした一段時効処理を行い、続けて逆変態オーステナイト量が最大となる６００〜６８０℃に再度加熱する二段時効処理を行うことで、従来、機械加工が困難であったマルテンサイト系析出硬化型ステンレス鋼の被削性を大幅に改善し、強度、靱性および耐食性を保持したまま、被削性を飛躍的に向上させることが得られる極めて優れた効果を奏するものである
【図面の簡単な説明】
【図１】一段時効処理材の硬さとオーステナイト量を示す図である。
【図２】二段時効処理材の硬さとオーステナイト量を示す図である。
【図３】時効処理によるマルテンサイト格子定数の変化を示す図である。
【図４】ドリル寿命に及ぼす一段時効処理および二段時効処理の影響を示す図である。
Claims (5)
- 質量％で、
Ｃ：０．００５〜０．０３０％、
Ｓｉ：０．１〜０．５％、
Ｍｎ：０．１〜０．７％、
Ｎｉ：５〜６％、
Ｃｒ：１５〜１７％、
Ｍｏ：０．５〜１．５％、
Ｃｕ：２〜５％、
Ｎｂ：０．１０〜０．４０％、
Ｎ：０．００５〜０．０３０％
残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、７００〜８００℃で１５分〜２０時間保持後室温まで冷却する一段時効処理を行った後、６００〜６８０℃で１５分〜２０時間保持後室温まで冷却する二段時効処理を行うことを特徴とする被削性に優れた析出硬化型ステンレス鋼。 - 請求項１に加えて、
Ｏ：０．００１〜０．０５０％、
Ｓ：０．００１〜０．０５０％、
Ｓｅ：０．００１〜０．０５０％、
Ｔｅ：０．００１〜０．０５０％、
Ｃａ：０．００１〜０．０１０％
の１種または２種以上を含有させたことを特徴とする被削性に優れた析出硬化型ステンレス鋼。 - 請求項１または２に加えて、
Ｔｉ：０．０１〜０．４０％、
Ｖ：０．０１〜０．４０％、
Ｗ：０．０１〜０．４０％、
の１種または２種以上を含有させたことを特徴とする被削性に優れた析出硬化型ステンレス鋼。 - 請求項１〜３に加えて、
Ａｌ：０．００１〜０．１００％、
Ｂ：０．００１〜０．１００％、
Ｍｇ：０．００１〜０．１００％、
ＲＥＭ：０．００１〜０．１００％
の１種または２種以上を含有させたことを特徴とする被削性に優れた析出硬化型ステンレス鋼。 - 請求項１に記載の時効処理前に９００〜１１００℃で１０分〜６時間保持後室温まで冷却する固溶化熱処理を行うことを特徴とする被削性に優れた析出硬化型ステンレス鋼。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2003126686A JP2004332020A (ja) | 2003-05-01 | 2003-05-01 | 被削性に優れた析出硬化型ステンレス鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2003126686A JP2004332020A (ja) | 2003-05-01 | 2003-05-01 | 被削性に優れた析出硬化型ステンレス鋼 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2004332020A true JP2004332020A (ja) | 2004-11-25 |
Family
ID=33503535
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2003126686A Withdrawn JP2004332020A (ja) | 2003-05-01 | 2003-05-01 | 被削性に優れた析出硬化型ステンレス鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2004332020A (ja) |
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2008123159A1 (ja) | 2007-03-22 | 2008-10-16 | Hitachi Metals, Ltd. | 被削性に優れた析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋳鋼及びその製造方法 |
| JP2015098632A (ja) * | 2013-11-20 | 2015-05-28 | 大同特殊鋼株式会社 | 傾斜機能部品及びその製造方法 |
| CN105063506A (zh) * | 2015-09-09 | 2015-11-18 | 山西太钢不锈钢股份有限公司 | 一种复相沉淀强化型耐腐蚀不锈钢 |
| CN105648175A (zh) * | 2015-12-31 | 2016-06-08 | 无锡透平叶片有限公司 | 一种提高0Cr17Ni4Cu4Nb不锈钢材料一次合格率的热处理方法及其用途 |
| CN105755231A (zh) * | 2014-12-16 | 2016-07-13 | 沈阳透平机械股份有限公司 | 压缩机叶轮用fv520b-s材料的热处理工艺 |
| JP2017115186A (ja) * | 2015-12-22 | 2017-06-29 | 東來精密金屬股▲ふん▼有限公司 | 高強度ステンレス極細線の製造方法 |
| JP2022538131A (ja) * | 2020-04-29 | 2022-08-31 | 鋼鉄研究総院 | 高強度ステンレス鋼ローター及びその製造方法 |
-
2003
- 2003-05-01 JP JP2003126686A patent/JP2004332020A/ja not_active Withdrawn
Cited By (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2008123159A1 (ja) | 2007-03-22 | 2008-10-16 | Hitachi Metals, Ltd. | 被削性に優れた析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋳鋼及びその製造方法 |
| US9169543B2 (en) | 2007-03-22 | 2015-10-27 | Hitachi Metals, Ltd. | Precipitation-hardened, martensitic, cast stainless steel having excellent machinability and its production method |
| JP2015098632A (ja) * | 2013-11-20 | 2015-05-28 | 大同特殊鋼株式会社 | 傾斜機能部品及びその製造方法 |
| CN105755231A (zh) * | 2014-12-16 | 2016-07-13 | 沈阳透平机械股份有限公司 | 压缩机叶轮用fv520b-s材料的热处理工艺 |
| CN105063506A (zh) * | 2015-09-09 | 2015-11-18 | 山西太钢不锈钢股份有限公司 | 一种复相沉淀强化型耐腐蚀不锈钢 |
| JP2017115186A (ja) * | 2015-12-22 | 2017-06-29 | 東來精密金屬股▲ふん▼有限公司 | 高強度ステンレス極細線の製造方法 |
| CN105648175A (zh) * | 2015-12-31 | 2016-06-08 | 无锡透平叶片有限公司 | 一种提高0Cr17Ni4Cu4Nb不锈钢材料一次合格率的热处理方法及其用途 |
| JP2022538131A (ja) * | 2020-04-29 | 2022-08-31 | 鋼鉄研究総院 | 高強度ステンレス鋼ローター及びその製造方法 |
| JP7236569B2 (ja) | 2020-04-29 | 2023-03-09 | 鋼鉄研究総院 | 高強度ステンレス鋼ローター及びその製造方法 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| KR101464712B1 (ko) | 템퍼링 연화 저항성이 우수한 강 부품 | |
| JPH11335777A (ja) | 冷間加工性と低浸炭歪み特性に優れた肌焼鋼とその製造方法 | |
| CN113278876A (zh) | 沉淀硬化型马氏体不锈钢 | |
| JP2008518103A (ja) | クリープ抵抗を有するマルテンサイト硬化可能な調質鋼 | |
| JP3738004B2 (ja) | 冷間加工性と浸炭時の粗大粒防止特性に優れた肌焼用鋼材とその製造方法 | |
| JP4316361B2 (ja) | 冷却しかつ焼なまししたベイナイト鋼部品及びその製造方法 | |
| JP3738003B2 (ja) | 冷間加工性と浸炭時の粗大粒防止特性に優れた肌焼用鋼材およびその製造方法 | |
| JP5600502B2 (ja) | ボルト用鋼、ボルトおよびボルトの製造方法 | |
| JP2004332020A (ja) | 被削性に優れた析出硬化型ステンレス鋼 | |
| KR101546154B1 (ko) | 유정용 강관 및 그 제조 방법 | |
| JP4946328B2 (ja) | 時効硬化機械部品の製造方法 | |
| JP3768091B2 (ja) | 高強度及び高耐食性のマルテンサイト系ステンレス鋼及びその製造方法 | |
| JP2004238702A (ja) | 耐低サイクル衝撃疲労特性に優れた浸炭部品 | |
| JP5050515B2 (ja) | クランクシャフト用ｖ含有非調質鋼 | |
| JP3328967B2 (ja) | 靭性および耐応力腐食割れ性に優れたマルテンサイト系ステンレス鋼継目無鋼管の製造法 | |
| JP4488228B2 (ja) | 高周波焼入れ用鋼材 | |
| WO2020003425A1 (ja) | 窒化用棒鋼および機械部品 | |
| JP3739958B2 (ja) | 被削性に優れる鋼とその製造方法 | |
| JP4344126B2 (ja) | ねじり特性に優れる高周波焼もどし鋼 | |
| JP2003064416A (ja) | 冷鍛性、温鍛性に優れた析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼の製造方法 | |
| WO2011155605A1 (ja) | 被削性に優れた高強度鋼、およびその製造方法 | |
| JPH11117019A (ja) | 耐熱部品の製造方法 | |
| JP3256184B2 (ja) | 超快削鋼棒線材及び部品の製造方法並びにそれらによる超快削鋼棒線材及び部品 | |
| JP3907986B2 (ja) | 冷間加工性と結晶粒度特性に優れた肌焼き鋼の製造方法 | |
| JP4030925B2 (ja) | 快削析出硬化型ステンレス鋼 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A300 | Withdrawal of application because of no request for examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A300 Effective date: 20060704 |