JP2005298840A - 靭性に優れた高強度析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼 - Google Patents
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- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
【課題】 船舶シャフト、ポンプシャフト、弁棒、プラスチック金型、圧力センサ等に要求される高い強度、靭性、耐食性を兼備する高強度析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼を提供する。
【解決手段】 質量％で、Ｃ０．０５０％を越え０．１０％以下、Ｓｉ０．５０を超えて２．０％以下、Ｍｎ０．６％以下、Ｓ０．００５％以下、Ｎｉ５．５〜７．５％、Ｃｒ１３．０以上１５．０％未満、ＭｏとＷとをＭｏ＋０．５×Ｗで１．５を越えて３．０％以下、Ｃｕ０．２〜１．０％、Ｎ０．０５％以下、Ａｌ０.００１〜０．０５％、Ｔｉ０〜０．０５％、Ｂ０．０００５〜０．０１％、更にＮｂ、Ｖ、Ｔａから選ばれる一種または二種以上を合計で０．０５〜１．０％、残部が実質的にＦｅからなる靭性に優れた高強度析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼。
【選択図】 なし
【解決手段】 質量％で、Ｃ０．０５０％を越え０．１０％以下、Ｓｉ０．５０を超えて２．０％以下、Ｍｎ０．６％以下、Ｓ０．００５％以下、Ｎｉ５．５〜７．５％、Ｃｒ１３．０以上１５．０％未満、ＭｏとＷとをＭｏ＋０．５×Ｗで１．５を越えて３．０％以下、Ｃｕ０．２〜１．０％、Ｎ０．０５％以下、Ａｌ０.００１〜０．０５％、Ｔｉ０〜０．０５％、Ｂ０．０００５〜０．０１％、更にＮｂ、Ｖ、Ｔａから選ばれる一種または二種以上を合計で０．０５〜１．０％、残部が実質的にＦｅからなる靭性に優れた高強度析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼。
【選択図】 なし
Description
本発明は、船舶シャフト、ポンプシャフト、弁棒、プラスチック金型、圧力センサー等の高圧用部品、等に要求されるような高い強度に加え良好な靭性を兼備する靭性に優れた高強度析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼に関するものである。
船舶シャフト、ポンプシャフト、弁棒およびプラスチック金型、圧力センサー等の高圧用部品、等には、高強度、高靭性、良好な耐食性が求められる。これらの用途に使用される材料としては、一般的にＪＩＳ ＳＵＳ６３０を始めとする析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼が多く使用されている。しかし、前述のＳＵＳ６３０では、強度、靭性、耐食性が求められるような例えば、船舶シャフト、ポンプシャフト、弁棒およびプラスチック金型、圧力センサー等の高圧用部品、等に対しては、強度、靭性および耐食性がともに十分でないこともあり、近年においては特開平８−１４４０２３号公報に開示される「強度、靭性、耐食性に優れた析出硬化型ステンレス鋼」（特許文献１参照）および特開平１１−２５６２８２号公報に開示される「強度、靭性および疲労特性に優れた析出硬化型ステンレス鋼」（特許文献２参照）等が報告されている。
また、耐食性が優れた鋼として特開昭５８−１７４５５４号に開示される「溶接部の延性及び耐食性の優れたステンレス鋼」（特許文献３参照）等も報告されている。
また、耐食性が優れた鋼として特開昭５８−１７４５５４号に開示される「溶接部の延性及び耐食性の優れたステンレス鋼」（特許文献３参照）等も報告されている。
特許文献１に記載される合金は、Ｃ：０．０３０％以下、Ｓｉ：０．５０％以下、Ｍｎ：０．６０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｃｕ：０．５０〜２．５０％、Ｎｉ：６．００〜８．００％、Ｃｒ：１５．０〜１７．０％、Ｍｏ：０．５０〜２．００％、Ｎ：０．０３０％以下、Ｃ＋Ｎ：０．４５％以下および、Ｎｂ：０．０２〜０．５０％、Ｔｉ：０．０２〜０．５０％、Ｖ：０．０２〜０．５０％の一種または二種以上を含有しているもので、オーステナイト系であるＪＩＳ ＳＵＳ３１６並の耐海水性を示すと同時に析出硬化処理後のマルテンサイトとオーステナイトの量比を規定することで優れた耐食性と高強度を両立させたマルテンサイト系ステンレス鋼に関するものである。
また、特許文献２に開示される合金は、Ｃ：０．０５％以下、Ｓｉ：０．５０〜２．０％、Ｍｎ：１．０％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｎｉ：６．５〜９．０％、Ｃｒ：１２．０〜１５．０％、Ｃｕ：１．０％以下、Ｍｏ：０．５〜３．０％、Ｔｉ：０．１５〜０．６０％、Ｎ：０．０１５％以下、Ａｌ：０．３０％以下を含み、残留オーステナイト量が１０体積％以下、平均結晶粒径が３０μｍ以下である組識を持つ強度、靭性および疲労特性に優れた析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼に関するものである。
また、特許文献３に開示される合金は、Ｃ：０．０３％以下、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：２．０％以下、Ｎｉ：７．０％以下、Ｃｒ：９．０〜２０．０％、Ｃｕ：０．１〜４．０％以下、Ｍｏ：０．０５〜５．０％、Ｎｂ＋Ｔａ：１．０％以下、Ｔｉ：０．０１〜０．３％、Ｎ：０．０２％以下、Ｖ：０．０５〜０．３％以下を含む溶接部の延性および耐食性に優れたステンレス鋼に関するものである。
また、特許文献３に開示される合金は、Ｃ：０．０３％以下、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：２．０％以下、Ｎｉ：７．０％以下、Ｃｒ：９．０〜２０．０％、Ｃｕ：０．１〜４．０％以下、Ｍｏ：０．０５〜５．０％、Ｎｂ＋Ｔａ：１．０％以下、Ｔｉ：０．０１〜０．３％、Ｎ：０．０２％以下、Ｖ：０．０５〜０．３％以下を含む溶接部の延性および耐食性に優れたステンレス鋼に関するものである。
これら特許文献１〜３では達成できなかった高強度に加え良好な耐食性を具備することを可能にした合金として、本発明者は特開２００２−１６１３４３号公報に開示される「耐食性に優れた高強度析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼」（特許文献４参照）を提案した。
この特許文献４に開示される合金は、Ｃ：０．０５０％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｓｉ：０．５０を超えて２．０％以下、Ｍｎ：０．５％以下、Ｎｉ：５．５〜７．５％、Ｃｒ：１３．０以上１５．０％未満、ＭｏとＷとをＭｏ＋０．５×Ｗで１．５を越えて３．０％以下、Ｃｕ：０．２〜１．０％、Ｎ：０．０５％以下、Ｔｉ：１．０％以下（０を含む）、Ｂ：０．０００５〜０．０１％、更にＮｂ、Ｖ、Ｔａから選ばれる一種または２種以上を合計で０．１〜１．０％の範囲で含有しているもので、これら合金組成のバランスを式Ａ〜Ｃで規定する関係式をもって組織を最適化して高強度と高耐食性を兼備させたものである。
この特許文献４に開示される合金は、Ｃ：０．０５０％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｓｉ：０．５０を超えて２．０％以下、Ｍｎ：０．５％以下、Ｎｉ：５．５〜７．５％、Ｃｒ：１３．０以上１５．０％未満、ＭｏとＷとをＭｏ＋０．５×Ｗで１．５を越えて３．０％以下、Ｃｕ：０．２〜１．０％、Ｎ：０．０５％以下、Ｔｉ：１．０％以下（０を含む）、Ｂ：０．０００５〜０．０１％、更にＮｂ、Ｖ、Ｔａから選ばれる一種または２種以上を合計で０．１〜１．０％の範囲で含有しているもので、これら合金組成のバランスを式Ａ〜Ｃで規定する関係式をもって組織を最適化して高強度と高耐食性を兼備させたものである。
特許文献１に記載される合金は、高ＣｒでかつＣｕおよびＭｏの添加によりＪＩＳ ＳＵＳ６３０より良好な耐食性を実現させ、一方で時効処理後のＣｕの析出強化により、高強度化を図ったものである。この合金は、Ｃｕの添加による析出強化で高強度化を付与させているものの、同じＣｕによる析出強化を狙ったＪＩＳ ＳＵＳ６３０ほどＣｕを添加していないため、この合金の強度は、ＪＩＳ ＳＵＳ６３０と同等以下のレベルである。
また、特許文献２に開示される合金は、用途が各種バネやスチールベルト、溶接構造材に関するもので、冷間加工により加工誘起マルテンサイトを生成し、時効することで高強度を示すステンレス鋼に関するものであり、高強度を重視し、強度および靭性を上げるために成分、組織およびプロセスを検討したものである。耐食性については考慮されていないが、記載組成から判断すると、十分な耐食性が得られるものと考えられる。しかし、この合金は、組織的に冷間加工を施すことが高強度を得るための必須の手段となっており、固溶化熱処理後に冷間加工処理を施さずに析出硬化処理を施した場合、十分なマルテンサイト組織が得られないことから析出硬化が不十分となり、高強度が得られない恐れがある。
また、特許文献２に開示される合金は、用途が各種バネやスチールベルト、溶接構造材に関するもので、冷間加工により加工誘起マルテンサイトを生成し、時効することで高強度を示すステンレス鋼に関するものであり、高強度を重視し、強度および靭性を上げるために成分、組織およびプロセスを検討したものである。耐食性については考慮されていないが、記載組成から判断すると、十分な耐食性が得られるものと考えられる。しかし、この合金は、組織的に冷間加工を施すことが高強度を得るための必須の手段となっており、固溶化熱処理後に冷間加工処理を施さずに析出硬化処理を施した場合、十分なマルテンサイト組織が得られないことから析出硬化が不十分となり、高強度が得られない恐れがある。
また、特許文献３に開示される合金については、溶接部の延性および耐食性に優れたステンレス鋼に関するものであり、溶接部にマッシブマルテンサイト組織を有することを特徴としたものであり、母材自体が溶接性及び加工性に優れたフェライト系あるいはマルテンサイト系ステンレス鋼を提供するものである。しかし、この合金は、高強度、高靭性を考慮したものではなく、本発明が対象とする高強度および耐食性を同時にすべて満足するような検討はなされていないが、合金の強度はＪＩＳ ＳＵＳ４１０程度であると考えられ、ＪＩＳ ＳＵＳ６３０より強度は低い。
最後の特許文献４に記載される合金は、特許文献１〜３では達成できなかった高強度に加え良好な耐食性を具備することを可能にしたものであり、Ｂを必須添加とし、ＭｏおよびＷを複合添加させ、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｕ、Ｎ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｂの量を最適化するとともに、Ｎｉ、Ｓｉ、Ｔｉの複合添加により、高強度化と高耐食性の両立を図ったものである。しかしながら、靭性については十分な検討がなされていない。
本発明の目的は、船舶シャフト、ポンプシャフト、弁棒、プラスチック金型、圧力センサー等に要求される高い強度、靭性、耐食性を兼備する高強度析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼を提供することである。
最後の特許文献４に記載される合金は、特許文献１〜３では達成できなかった高強度に加え良好な耐食性を具備することを可能にしたものであり、Ｂを必須添加とし、ＭｏおよびＷを複合添加させ、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｕ、Ｎ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｂの量を最適化するとともに、Ｎｉ、Ｓｉ、Ｔｉの複合添加により、高強度化と高耐食性の両立を図ったものである。しかしながら、靭性については十分な検討がなされていない。
本発明の目的は、船舶シャフト、ポンプシャフト、弁棒、プラスチック金型、圧力センサー等に要求される高い強度、靭性、耐食性を兼備する高強度析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼を提供することである。
本発明では、高強度と良好な耐食性だけでなく、高い靭性をも同時に達成させるべく析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼の成分および組織を検討した結果、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｕ、Ｎ、Ｎｂ、Ｂを最適なバランスに調整するために、（１）、（２）、（３）式によるＡ、Ｂ、Ｃ値の範囲をそれぞれ最適化するだけでなく、Ａｌ、Ｔｉ量を低く制限し、Ｃを多めに添加することによって高いシャルピー衝撃値が得られることを新規に見出した。一方で、Ｃを高めることによって、若干の耐孔食性の低下が起こるものの、Ｃの範囲を極めて狭い範囲に制御することによって大きな耐孔食性の低下を抑制可能であることを知見し、本発明に到達した。
すなわち、本発明は、質量％にて、Ｃ：０．０５０％を越え０．１０％以下、Ｓｉ：０．５０を超えて２．０％以下、Ｍｎ：０．６％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｎｉ：５．５〜７．５％、Ｃｒ：１３．０以上１５．０％未満、ＭｏとＷとをＭｏ＋０．５×Ｗで１．５を越えて３．０％以下、Ｃｕ：０．２〜１．０％、Ｎ：０．０５％以下、Ａｌ：０．００１〜０．０５％、Ｔｉ：０〜０．０５％、Ｂ：０．０００５〜０．０１％、更にＮｂ、Ｖ、Ｔａから選ばれる一種または二種以上を合計で０．０５〜１．０％の範囲で含有し残部が実質的にＦｅからなり、かつ、（１）式で示されるＡ値が２１以下、（２）式で示されるＢ値が２１以下、（３）式で示されるＣ値が２０以上である靭性に優れた高強度析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼である。
Ａ値＝−２０×（％Ｃ）＋（％Ｓｉ）−０．１×（％Ｍｎ）−１．２５×（％Ｎｉ）＋１．８×（％Ｃｒ）＋１．４×（％Ｍｏ）＋０．７×（％Ｗ）−０．５×（％Ｃｕ）＋２．５×（％Ｎｂ）＋１．５×（％Ｖ）＋０．７５×（％Ｔａ）＋１．８×（Ｔｉ）−２４×（％Ｎ）・・・（１）
（ただし、選択元素のうち無添加の元素はゼロとして計算）
Ｂ値＝（％Ｎｉ）＋０．７×（％Ｃｒ）＋０．９８×（％Ｍｏ）＋０．４９×（％Ｗ）＋１．０５×（％Ｍｎ）＋０．３５×（％Ｓｉ）＋０．４８×（％Ｃｕ）＋０．１５×（％Ｎｂ）＋０．７５×（％Ｖ）＋０．６×（％Ｔａ）＋０．３×（％Ｔｉ）＋１２．５×（％Ｃ）＋１０×（％Ｎ）・・・（２）
（ただし、選択元素のうち無添加の元素はゼロとして計算）
Ｃ＝（％Ｃｒ）＋３．３×（％Ｍｏ）＋１．６５×（％Ｗ）＋３０×（％Ｎ）・・・（３）
Ａ値＝−２０×（％Ｃ）＋（％Ｓｉ）−０．１×（％Ｍｎ）−１．２５×（％Ｎｉ）＋１．８×（％Ｃｒ）＋１．４×（％Ｍｏ）＋０．７×（％Ｗ）−０．５×（％Ｃｕ）＋２．５×（％Ｎｂ）＋１．５×（％Ｖ）＋０．７５×（％Ｔａ）＋１．８×（Ｔｉ）−２４×（％Ｎ）・・・（１）
（ただし、選択元素のうち無添加の元素はゼロとして計算）
Ｂ値＝（％Ｎｉ）＋０．７×（％Ｃｒ）＋０．９８×（％Ｍｏ）＋０．４９×（％Ｗ）＋１．０５×（％Ｍｎ）＋０．３５×（％Ｓｉ）＋０．４８×（％Ｃｕ）＋０．１５×（％Ｎｂ）＋０．７５×（％Ｖ）＋０．６×（％Ｔａ）＋０．３×（％Ｔｉ）＋１２．５×（％Ｃ）＋１０×（％Ｎ）・・・（２）
（ただし、選択元素のうち無添加の元素はゼロとして計算）
Ｃ＝（％Ｃｒ）＋３．３×（％Ｍｏ）＋１．６５×（％Ｗ）＋３０×（％Ｎ）・・・（３）
好ましくは、上述の靭性に優れた高強度析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼の析出硬化処理後の組織が実質的にマルテンサイト相、オーステナイト相の二相組織からなり、エックス線回折結果から測定した前記オーステナイト相を５〜４５％含有し、さらに析出硬化処理後の常温での２ｍｍＶノッチシャルピー衝撃値が５０Ｊ／ｃｍ２以上である靭性に優れた高強度析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼であるか、析出硬化処理後の常温での２ｍｍＶノッチシャルピー衝撃値が７０Ｊ／ｃｍ２以上である靭性に優れた高強度析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼である。
もしくは、上述の析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼を４７０〜６１０℃で０．５〜３０ｈの範囲で時効析出硬化処理を行った後の常温の引張強さが１０８０ＭＰａ以上、常温での２ｍｍＶノッチシャルピー衝撃値が７０Ｊ／ｃｍ２以上である靭性に優れた高強度析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼である。
もしくは、上述の析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼を４７０〜６１０℃で０．５〜３０ｈの範囲で時効析出硬化処理を行った後の常温の引張強さが１０８０ＭＰａ以上、常温での２ｍｍＶノッチシャルピー衝撃値が７０Ｊ／ｃｍ２以上である靭性に優れた高強度析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼である。
本発明によれば、良好な靭性、強度、耐食性を得るために、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｕ、Ｎ、Ｎｂ、Ｂを添加、最適化し、高い靭性を得るために、Ａｌ、Ｔｉを制限し、Ｃを多めに添加し、さらに、良好な耐食性と高強度を具備すべく、Ｃｒ、Ｎｉをはじめとした全ての添加元素の範囲を規定し、組織を制御することで、良好な靭性、耐食性と高強度を両立させることができ、船舶シャフトやプラスチック金型等の優れた耐食性と高強度を要する部材に最適である。
以下、本発明を詳細に説明する。
先ず、本発明は上記の特許文献４の合金をベースにし、特許文献４で得られた優れた耐食性と高強度を維持しながら、高い靭性を具備することを可能にした化学組成および金属組織の最適化にある。以下に、本発明で規定する各元素とその範囲および組織の規定理由について説明する。なお、特に指定しない限り、本発明では質量％として記す。
Ｃ：０．０５０％を越え０．１０％以下
Ｃは本発明の高靭性および耐食性に関する重要な元素の一つである。Ｃが０．０５０％以下では、シャルピー衝撃値の向上に大きく寄与するブロック状の残留オーステナイトの分布が少なくなり、熱処理条件によっては高い靭性を得ることができなくなる。一方、０．１０％を越えて添加すると粗大なＮｂ、Ｖ、Ｔａとの炭化物が増加して靭性が低下するだけでなく、Ｃｒ炭化物を結晶粒界に形成することにより、粒界付近のＣｒ濃度の低下によって、孔食が発生することで耐食性が大きく低下する。したがって、Ｃは０．０５０％を越え０．１０％以上に規定した。Ｃの好ましい上限は０．９％であり、更に好ましくは０．８％である。
先ず、本発明は上記の特許文献４の合金をベースにし、特許文献４で得られた優れた耐食性と高強度を維持しながら、高い靭性を具備することを可能にした化学組成および金属組織の最適化にある。以下に、本発明で規定する各元素とその範囲および組織の規定理由について説明する。なお、特に指定しない限り、本発明では質量％として記す。
Ｃ：０．０５０％を越え０．１０％以下
Ｃは本発明の高靭性および耐食性に関する重要な元素の一つである。Ｃが０．０５０％以下では、シャルピー衝撃値の向上に大きく寄与するブロック状の残留オーステナイトの分布が少なくなり、熱処理条件によっては高い靭性を得ることができなくなる。一方、０．１０％を越えて添加すると粗大なＮｂ、Ｖ、Ｔａとの炭化物が増加して靭性が低下するだけでなく、Ｃｒ炭化物を結晶粒界に形成することにより、粒界付近のＣｒ濃度の低下によって、孔食が発生することで耐食性が大きく低下する。したがって、Ｃは０．０５０％を越え０．１０％以上に規定した。Ｃの好ましい上限は０．９％であり、更に好ましくは０．８％である。
Ｓｉ：０．５０を越えて２．０％以下
Ｓｉは、良好な耐食性と高強度に寄与する元素であり、本発明においては非常に重要な元素である。Ｓｉを増加させると、表面の酸化保護皮膜（不動態膜）を強化することで耐食性を向上させるばかりでなく、時効処理時にＮｉやＴｉと結びつき、金属間化合物を微細に析出させることで著しく強度を向上させる。０．５％以下ではその効果があらわれないために、Ｓｉは、０．５％より多く必要である。しかし、２％を超えて多量に添加すると、凝固時に多量にデルタフェライトを形成することで、熱間加工性や耐孔食性を著しく劣化させる。したがって、Ｓｉは０．５０を越えて２．０％以下とした。好ましくは、０．８〜１．５％である。
Ｓｉは、良好な耐食性と高強度に寄与する元素であり、本発明においては非常に重要な元素である。Ｓｉを増加させると、表面の酸化保護皮膜（不動態膜）を強化することで耐食性を向上させるばかりでなく、時効処理時にＮｉやＴｉと結びつき、金属間化合物を微細に析出させることで著しく強度を向上させる。０．５％以下ではその効果があらわれないために、Ｓｉは、０．５％より多く必要である。しかし、２％を超えて多量に添加すると、凝固時に多量にデルタフェライトを形成することで、熱間加工性や耐孔食性を著しく劣化させる。したがって、Ｓｉは０．５０を越えて２．０％以下とした。好ましくは、０．８〜１．５％である。
Ｍｎ：０．５％以下
Ｍｎは、脱酸のために必要であるが、０．５％を超えて添加すると、鋼中のＳと凝固中に結びついてＭｎＳを形成することで孔食発生の起点となり、耐食性が著しく劣化する恐れがある。したがって、Ｍｎは０．５％以下とした。好ましくは、０．３％以下である。
Ｓ：０．００５％以下
Ｓは、被削性を考慮すると、少量必要であるが、０．００５％を越えて添加すると、Ｍｎと結びついて凝固時に形成するＭｎＳが孔食発生の起点となり、耐食性が著しく劣化する可能性がある。したがって、Ｓは０．００５％以下とした。
Ｎｉ：５．５〜７．５％
Ｎｉは、本発明において、ステンレス鋼の組織を安定化させるための基本となる重要な元素であるとともに強化に寄与する元素であるために非常に重要な元素である。５．５％より少ないと、金属間化合物による析出強化が不十分であることに加え、Ｎｉは同時にオーステナイト形成元素であるために、凝固時にデルタフェライトを多量に形成させて、熱間加工性および耐食性を著しく悪化させる恐れがある。したがって、本合金の場合、５．５％は必要である。一方、７．５％を超えると残留オーステナイトおよび時効時に逆変態オーステナイトが多量に形成されることで強度が大きく低下する。したがって、Ｎｉは５．５〜７．５％とした。好ましくは、６．０〜７．０％である。
Ｍｎは、脱酸のために必要であるが、０．５％を超えて添加すると、鋼中のＳと凝固中に結びついてＭｎＳを形成することで孔食発生の起点となり、耐食性が著しく劣化する恐れがある。したがって、Ｍｎは０．５％以下とした。好ましくは、０．３％以下である。
Ｓ：０．００５％以下
Ｓは、被削性を考慮すると、少量必要であるが、０．００５％を越えて添加すると、Ｍｎと結びついて凝固時に形成するＭｎＳが孔食発生の起点となり、耐食性が著しく劣化する可能性がある。したがって、Ｓは０．００５％以下とした。
Ｎｉ：５．５〜７．５％
Ｎｉは、本発明において、ステンレス鋼の組織を安定化させるための基本となる重要な元素であるとともに強化に寄与する元素であるために非常に重要な元素である。５．５％より少ないと、金属間化合物による析出強化が不十分であることに加え、Ｎｉは同時にオーステナイト形成元素であるために、凝固時にデルタフェライトを多量に形成させて、熱間加工性および耐食性を著しく悪化させる恐れがある。したがって、本合金の場合、５．５％は必要である。一方、７．５％を超えると残留オーステナイトおよび時効時に逆変態オーステナイトが多量に形成されることで強度が大きく低下する。したがって、Ｎｉは５．５〜７．５％とした。好ましくは、６．０〜７．０％である。
Ｃｒ：１３．０％以上１５．０％未満
Ｃｒは本発明において、耐食性に最も寄与する重要な元素である。良好な耐食性を維持することに加えてマルテンサイト相組織とするために、１３．０％以上の添加を必要とするが、１５．０％を越えて添加すると、相のバランスが崩れ凝固時にデルタフェライトを多量に形成することで、熱間加工性および耐食性を著しく劣化させる恐れがある。したがって、１３．０％以上１５．０％未満とした。
ＭｏとＷとをＭｏ＋０．５×Ｗで１．５％を越えて３．０％以下
ＭｏおよびＷはどちらも耐食性を向上する元素であり、本発明において極めて重要な元素である。Ｍｏ単独添加でも良好な耐食性を示すが、Ｗを同時に添加してＭｏと複合添加することによりさらに良好な耐食性を示すので、本発明では、ＭｏとＷを必須として添加する。Ｍｏ＋０．５×Ｗで１．５％を越えて添加しないと、本用途のような厳しい耐食性には、不十分であるが、３．０％を超えて添加すると、凝固時に多量にデルタフェライトを形成することで、熱間加工性および耐食性を著しく劣化させる恐れがある。したがって、１．５％を越えて３．０％以下とする。
Ｃｒは本発明において、耐食性に最も寄与する重要な元素である。良好な耐食性を維持することに加えてマルテンサイト相組織とするために、１３．０％以上の添加を必要とするが、１５．０％を越えて添加すると、相のバランスが崩れ凝固時にデルタフェライトを多量に形成することで、熱間加工性および耐食性を著しく劣化させる恐れがある。したがって、１３．０％以上１５．０％未満とした。
ＭｏとＷとをＭｏ＋０．５×Ｗで１．５％を越えて３．０％以下
ＭｏおよびＷはどちらも耐食性を向上する元素であり、本発明において極めて重要な元素である。Ｍｏ単独添加でも良好な耐食性を示すが、Ｗを同時に添加してＭｏと複合添加することによりさらに良好な耐食性を示すので、本発明では、ＭｏとＷを必須として添加する。Ｍｏ＋０．５×Ｗで１．５％を越えて添加しないと、本用途のような厳しい耐食性には、不十分であるが、３．０％を超えて添加すると、凝固時に多量にデルタフェライトを形成することで、熱間加工性および耐食性を著しく劣化させる恐れがある。したがって、１．５％を越えて３．０％以下とする。
Ｃｕ：０．２〜１．０％
Ｃｕは、耐食性を向上させるとともに、オーステナイト相を形成する元素の一つである。良好な耐食性の維持およびオーステナイト安定元素として最低０．２％は必要であるが、１．０％を超えると、逆に耐食性を劣化させ、さらに多量の添加は熱間加工性をも劣化させる。したがって、Ｃｕは０．２〜１．０％とした。
Ｎ：０．０５％以下
Ｎは、基地に固溶して、基地の強度および耐食性を向上させる元素である。しかし、０．０５％を超えると、Ｔｉ等と結びついて介在物を形成することで、孔食発生の起点となり、耐食性を劣化させる恐れがある。したがって、Ｎは０．０５％以下とした。
Ａｌ：０．００１〜０．０５％
Ａｌは脱酸のために少量添加する必要があり、０．００１％以上必要である。一方、０．０５％を越えて添加すると酸化物を形成して破壊の起点となり衝撃特性を低下させるため、靭性を高める目的でＣを高めた効果を相殺してしまう。靭性を確保させるために、Ａｌは０．００１〜０．０５％とした。
Ｃｕは、耐食性を向上させるとともに、オーステナイト相を形成する元素の一つである。良好な耐食性の維持およびオーステナイト安定元素として最低０．２％は必要であるが、１．０％を超えると、逆に耐食性を劣化させ、さらに多量の添加は熱間加工性をも劣化させる。したがって、Ｃｕは０．２〜１．０％とした。
Ｎ：０．０５％以下
Ｎは、基地に固溶して、基地の強度および耐食性を向上させる元素である。しかし、０．０５％を超えると、Ｔｉ等と結びついて介在物を形成することで、孔食発生の起点となり、耐食性を劣化させる恐れがある。したがって、Ｎは０．０５％以下とした。
Ａｌ：０．００１〜０．０５％
Ａｌは脱酸のために少量添加する必要があり、０．００１％以上必要である。一方、０．０５％を越えて添加すると酸化物を形成して破壊の起点となり衝撃特性を低下させるため、靭性を高める目的でＣを高めた効果を相殺してしまう。靭性を確保させるために、Ａｌは０．００１〜０．０５％とした。
Ｔｉ：０〜０．０５％
Ｔｉは、微量に添加することで時効処理時にＮｉ、Ｓｉと結びついて金属間化合物を形成することで著しく強度を向上させる一方で、靭性を大きく低下させる。靭性向上の点からみれば、添加する必要はなく、０．０５％を越えると靭性低下が大きいことから、Ｔｉは０〜０．０５％とした。
Ｂ：０．０００５〜０．０１％
Ｂは、本発明において、耐食性の向上に寄与する重要な元素であり、必須添加する。０．０００５％以上の添加でその効果は顕著にあらわれるが、０．０１％よりも多く添加すると、靭性や熱間加工性を劣化させる。したがって、Ｂは０．０００５〜０．０１％とした。
Ｎｂ、Ｖ、Ｔａから選ばれる一種または二種以上を合計で０．０５〜１．０％
Ｎｂ、ＶおよびＴａは、本発明において強度、靭性および耐食性を向上させる元素である。これらの元素はいずれもＣと結びつくことで、炭化物を分散させ結晶粒の粗大化を抑制し、強度および靭性を向上させる働きがある。また、Ｃと結びつくことで、Ｃｒの炭化物の形成を抑制するために耐食性も向上する。しかし、一方で、フェライト形成元素であるため、多量に添加すると凝固時に多量のデルタフェライトを形成して、耐食性や熱間加工性を悪化させる。したがって、Ｎｂ、Ｖ、Ｔａから選ばれる一種または二種以上を合計で０．０５〜１．０とした。
Ｔｉは、微量に添加することで時効処理時にＮｉ、Ｓｉと結びついて金属間化合物を形成することで著しく強度を向上させる一方で、靭性を大きく低下させる。靭性向上の点からみれば、添加する必要はなく、０．０５％を越えると靭性低下が大きいことから、Ｔｉは０〜０．０５％とした。
Ｂ：０．０００５〜０．０１％
Ｂは、本発明において、耐食性の向上に寄与する重要な元素であり、必須添加する。０．０００５％以上の添加でその効果は顕著にあらわれるが、０．０１％よりも多く添加すると、靭性や熱間加工性を劣化させる。したがって、Ｂは０．０００５〜０．０１％とした。
Ｎｂ、Ｖ、Ｔａから選ばれる一種または二種以上を合計で０．０５〜１．０％
Ｎｂ、ＶおよびＴａは、本発明において強度、靭性および耐食性を向上させる元素である。これらの元素はいずれもＣと結びつくことで、炭化物を分散させ結晶粒の粗大化を抑制し、強度および靭性を向上させる働きがある。また、Ｃと結びつくことで、Ｃｒの炭化物の形成を抑制するために耐食性も向上する。しかし、一方で、フェライト形成元素であるため、多量に添加すると凝固時に多量のデルタフェライトを形成して、耐食性や熱間加工性を悪化させる。したがって、Ｎｂ、Ｖ、Ｔａから選ばれる一種または二種以上を合計で０．０５〜１．０とした。
次に本発明では、上述してきた各元素の成分範囲を単に簡単に満足するだけでは、強度、耐食性を同時に満足することはできないので、本願発明においては、以下に示す３つの式を同時に満たすことが必要となる。
Ａ値からＣ値の３つの値は、良好な特性を得るべく組織を制御するための指標となる式であり、良好な特性を有するために不可欠なものであり、前記した成分を制御して、さらにこの式の値を制御することが本発明において非常に重要である。
Ａ値：２１以下
Ａ値＝−２０×（％Ｃ）＋（％Ｓｉ）−０．１×（％Ｍｎ）−１．２５×（％Ｎｉ）＋１．８×（％Ｃｒ）＋１．４×（％Ｍｏ）＋０．７×（％Ｗ）−０．５×（％Ｃｕ）＋２．５×（％Ｎｂ）＋１．５×（％Ｖ）＋０．７５×（％Ｔａ）＋１．８×（Ｔｉ）−２４×（％Ｎ）・・・（１）
（ただし、選択元素のうち無添加の元素はゼロとして計算）
Ａ値は、本発明合金において、デルタフェライト相の存在を予測する式である。Ａ値が２１よりも大きくなると、デルタフェライト相が多量に存在することで、靭性、耐食性、熱間加工性が大きく劣化するために、Ａ値は２１以下とした。
Ａ値からＣ値の３つの値は、良好な特性を得るべく組織を制御するための指標となる式であり、良好な特性を有するために不可欠なものであり、前記した成分を制御して、さらにこの式の値を制御することが本発明において非常に重要である。
Ａ値：２１以下
Ａ値＝−２０×（％Ｃ）＋（％Ｓｉ）−０．１×（％Ｍｎ）−１．２５×（％Ｎｉ）＋１．８×（％Ｃｒ）＋１．４×（％Ｍｏ）＋０．７×（％Ｗ）−０．５×（％Ｃｕ）＋２．５×（％Ｎｂ）＋１．５×（％Ｖ）＋０．７５×（％Ｔａ）＋１．８×（Ｔｉ）−２４×（％Ｎ）・・・（１）
（ただし、選択元素のうち無添加の元素はゼロとして計算）
Ａ値は、本発明合金において、デルタフェライト相の存在を予測する式である。Ａ値が２１よりも大きくなると、デルタフェライト相が多量に存在することで、靭性、耐食性、熱間加工性が大きく劣化するために、Ａ値は２１以下とした。
Ｂ値：２１以下
Ｂ値＝（％Ｎｉ）＋０．７×（％Ｃｒ）＋０．９８×（％Ｍｏ）＋０．４９×（％Ｗ）＋１．０５×（％Ｍｎ）＋０．３５×（％Ｓｉ）＋０．４８×（％Ｃｕ）＋０．１５×（％Ｎｂ）＋０．７５×（％Ｖ）＋０．６×（％Ｔａ）＋０．３×（％Ｔｉ）＋１２．５×（％Ｃ）＋１０×（％Ｎ）・・・（２）
（ただし、選択元素のうち無添加の元素はゼロとして計算）
Ｂ値は、析出硬化処理前の固溶化処理後のマルテンサイト相を安定に析出させるための予測式である。Ｂ値が２１を越えると、オーステナイトが安定となり、マルテンサイトの形成が不安定となるために、固溶化処理後の冷却時に十分にマルテンサイト変態しなくなり、析出硬化処理後の強度を大きく低下させる。したがって、Ｂ値は２１以下とした。好ましいＢ値の範囲は、２０．５以下である。
Ｂ値＝（％Ｎｉ）＋０．７×（％Ｃｒ）＋０．９８×（％Ｍｏ）＋０．４９×（％Ｗ）＋１．０５×（％Ｍｎ）＋０．３５×（％Ｓｉ）＋０．４８×（％Ｃｕ）＋０．１５×（％Ｎｂ）＋０．７５×（％Ｖ）＋０．６×（％Ｔａ）＋０．３×（％Ｔｉ）＋１２．５×（％Ｃ）＋１０×（％Ｎ）・・・（２）
（ただし、選択元素のうち無添加の元素はゼロとして計算）
Ｂ値は、析出硬化処理前の固溶化処理後のマルテンサイト相を安定に析出させるための予測式である。Ｂ値が２１を越えると、オーステナイトが安定となり、マルテンサイトの形成が不安定となるために、固溶化処理後の冷却時に十分にマルテンサイト変態しなくなり、析出硬化処理後の強度を大きく低下させる。したがって、Ｂ値は２１以下とした。好ましいＢ値の範囲は、２０．５以下である。
Ｃ値：２０以上
Ｃ＝（％Ｃｒ）＋３．３×（％Ｍｏ）＋１．６５×（％Ｗ）＋３０×（％Ｎ）
Ｃ値は耐食性（耐孔食性）を示す式であり、耐食性に大きな効果があるＣｒ、Ｍｏ、ＷおよびＮで構成された式である。Ｃ値が２０以上では、本発明が対象となる用途に用いられる厳しい耐食性に対しても非常に良好な耐食性を示す。したがって、Ｃ値は２０以上とした。
以上が、各発明で規定した各組成および組織とその範囲であるが、以下に示す元素は良好な耐食性と高強度、高靭性の特性を損なわない範囲で添加する事が出来る。
Ｃｏ：≦０．５％、Ｐ：≦０．０４％、Ｍｇ：≦０．０１％、Ｃａ：≦０．０１％。
Ｃ＝（％Ｃｒ）＋３．３×（％Ｍｏ）＋１．６５×（％Ｗ）＋３０×（％Ｎ）
Ｃ値は耐食性（耐孔食性）を示す式であり、耐食性に大きな効果があるＣｒ、Ｍｏ、ＷおよびＮで構成された式である。Ｃ値が２０以上では、本発明が対象となる用途に用いられる厳しい耐食性に対しても非常に良好な耐食性を示す。したがって、Ｃ値は２０以上とした。
以上が、各発明で規定した各組成および組織とその範囲であるが、以下に示す元素は良好な耐食性と高強度、高靭性の特性を損なわない範囲で添加する事が出来る。
Ｃｏ：≦０．５％、Ｐ：≦０．０４％、Ｍｇ：≦０．０１％、Ｃａ：≦０．０１％。
前記成分を規定した上で、良好な特性を得るために組織を制御することも重要である。良好な強度および耐食性を具備するために、本発明合金は、固溶化処理を行ってマルテンサイト母地の組織にした後に、析出硬化処理と呼ばれる処理を行い、強化に大きく寄与する微細な析出物を析出させた状態で使用する。
本発明の耐食性に優れた高強度析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼を析出硬化処理すると、析出硬化処理後の組織は実質的にマルテンサイト相、オーステナイト相の二相組織からなる。なお、析出硬化処理後の金属組織は、マルテンサイト相を母相とし、オーステナイト相との実質的な二相となるが、本発明で実質的に二相とは、上記の二相以外にも、前記した強化に寄与する金属間化合物をはじめとして炭化物、窒化物、炭窒化物、デルタフェライト相等が存在するため、このような金属組織を指す表現として実質的にマルテンサイト相、オーステナイト相の二相として表している。
上述したオーステナイト相は１０％程度より多い場合はブロック状に存在する量が増すため、光学顕微鏡組織でも十分判別できるが、エックス線回折結果による測定した量で判断すると良い。
本発明の耐食性に優れた高強度析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼を析出硬化処理すると、析出硬化処理後の組織は実質的にマルテンサイト相、オーステナイト相の二相組織からなる。なお、析出硬化処理後の金属組織は、マルテンサイト相を母相とし、オーステナイト相との実質的な二相となるが、本発明で実質的に二相とは、上記の二相以外にも、前記した強化に寄与する金属間化合物をはじめとして炭化物、窒化物、炭窒化物、デルタフェライト相等が存在するため、このような金属組織を指す表現として実質的にマルテンサイト相、オーステナイト相の二相として表している。
上述したオーステナイト相は１０％程度より多い場合はブロック状に存在する量が増すため、光学顕微鏡組織でも十分判別できるが、エックス線回折結果による測定した量で判断すると良い。
本発明合金においては、オーステナイト相は固溶化処理後にマルテンサイトに未変態の状態で一部ブロック状に残留することで靭性が大きく向上する。また、本願発明合金に時効処理を行うと金属間化合物の析出によって強度が向上する一方で、マルテンサイト基地中に微細なオーステナイト相が析出することで靭性が大きく向上する。オーステナイト相存在の効果は２％で顕著に現れる。
しかし、４５％を越えてオーステナイト相が存在すると、オーステナイト相そのものは強化に寄与しないので、多量の析出により強度が大きく低下する。したがって、オーステナイト相は５〜４５％とした。好ましくは、１０〜４０％である。
しかし、４５％を越えてオーステナイト相が存在すると、オーステナイト相そのものは強化に寄与しないので、多量の析出により強度が大きく低下する。したがって、オーステナイト相は５〜４５％とした。好ましくは、１０〜４０％である。
本発明合金の靭性については、２ｍｍＶノッチシャルピー衝撃値で評価するのがよい。船舶シャフト、ポンプシャフト、弁棒、プラスチック金型、圧力センサー等の高圧用部品などの靭性が要求される部材として使用する場合には、５０Ｊ／ｃｍ２以上あれば良好な靭性を発揮できるので、２ｍｍＶノッチシャルピー衝撃値は５０Ｊ／ｃｍ２以上とした。好ましくは、７０Ｊ／ｃｍ２以上がよく、Ｃを高目に設定し、適正な熱処理を施すことにより７０Ｊ／ｃｍ２以上を得ることができる。
また、次に本発明合金に先述のような析出硬化処理を施し、金属組織を調整したものを船舶シャフトや弁棒等に使用しようとすると、その材料には、優れた靭性とともに高い強度も要求される。本発明において、時効析出によって強度を上昇させるには、４７０℃以上の温度で時効処理を行う必要がある。一方、６１０℃より高い温度で時効処理を行うと、過時効となって強度が低下することから、時効処理温度は４７０〜６１０℃がよい。なお、時効処理時間は０．５ｈより短いと十分な強度が得られず、一方、３０ｈより長くても処理コストが増大して経済性が低下するとともに靭性の低下が起こることから、時効処理時間は０．５〜３０ｈがよい。
また、このとき得られる引張強さは１０８０ＭＰａ以上であり、この引張強さがあれば、船舶シャフト等の部品への適用が可能である。
また、このとき得られる引張強さは１０８０ＭＰａ以上であり、この引張強さがあれば、船舶シャフト等の部品への適用が可能である。
また、本発明合金に先述のような析出硬化処理を施し、金属組織を調整したものを船舶シャフト、プラスチック金型等に使用しようとすると、その材料には、厳しい環境下において優れた耐食性が要求される。
本発明では、優れた耐食性の判断を孔食電位によって判断することとし、合金を使用する状態の析出硬化処理後において、３０℃、脱気３．５％ＮａＣｌ中で測定した孔食電位（Ｖｃ’１００）が１８０ｍＶ（ｖｓ Ａｇ／ＡｇＣｌ）以上であれば、上記用途の厳しい条件においても十分な耐食性を示す。
本発明では、優れた耐食性の判断を孔食電位によって判断することとし、合金を使用する状態の析出硬化処理後において、３０℃、脱気３．５％ＮａＣｌ中で測定した孔食電位（Ｖｃ’１００）が１８０ｍＶ（ｖｓ Ａｇ／ＡｇＣｌ）以上であれば、上記用途の厳しい条件においても十分な耐食性を示す。
本発明合金Ｎｏ．１〜９、比較合金Ｎｏ．１１〜１５、従来合金Ｎｏ．２１を真空誘導溶解にて１０ｋｇ溶解した。表１に化学組成を示す。
なお、比較合金のＮｏ．１１は、本発明合金に対しＣを低く添加したもの、Ｎｏ．１２は本発明合金に対しＴｉを多く添加のもの、Ｎｏ．１３は本発明合金に対しＡｌを多く添加のもの、Ｎｏ．１４は本発明に対し、Ｃｒ、Ｎｉが大きく外れることによって、Ｂ値が請求項範囲から外れた合金、Ｎｏ．１５は、Ｓｉ、Ｃｒが大きく外れてＡ値が請求項範囲から外れた合金である。また、従来合金Ｎｏ．２１はＪＩＳ ＳＵＳ６３０相当の合金である。
なお、比較合金のＮｏ．１１は、本発明合金に対しＣを低く添加したもの、Ｎｏ．１２は本発明合金に対しＴｉを多く添加のもの、Ｎｏ．１３は本発明合金に対しＡｌを多く添加のもの、Ｎｏ．１４は本発明に対し、Ｃｒ、Ｎｉが大きく外れることによって、Ｂ値が請求項範囲から外れた合金、Ｎｏ．１５は、Ｓｉ、Ｃｒが大きく外れてＡ値が請求項範囲から外れた合金である。また、従来合金Ｎｏ．２１はＪＩＳ ＳＵＳ６３０相当の合金である。
本発明合金、比較合金および従来合金を熱間鍛伸後、１０４０℃で１時間保持後、油冷の固溶化処理を行った後、表２に示す各条件で析出硬化処理を行って、各種試験片素材を採取した。
採取した試験片の金属組織はマルテンサイト相とオーステナイト相が存在する実質的な二相組織となっていることを確認した。オーステナイト量は、エックス線回折から、フェライト相とオーステナイト相の積分強度を求め、その割合から求めた。
常温の引張試験は、ＡＳＴＭ規格に準じて、平行部長さ２５．４ｍｍ、平行部径６．３５ｍｍの試験片を作製して行った。２ｍｍＶノッチシャルピー衝撃試験は、ＪＩＳ規格に従って、１０ｍｍ角の試験片の片面に深さ２ｍｍのＶ形状のノッチを入れた試験片を準備し、２０℃にて試験した。
耐食性の評価試験は、１０ｍｍ×１０ｍｍ角の試験片を作製し、ＪＩＳ Ｇ０５７７に準じ、３．５％ＮａＣｌ溶液を３０℃に制御して、十分に脱気した後の電流密度が１００μＡ／ｃｍ２となるときの電位Ｖ’ｃ１００を孔食電位として求め、合金の耐孔食性を評価した。
表２にオーステナイト量、常温引張特性、２ｍｍＶノッチシャルピー衝撃値および耐孔食性の評価結果をまとめて示す。
採取した試験片の金属組織はマルテンサイト相とオーステナイト相が存在する実質的な二相組織となっていることを確認した。オーステナイト量は、エックス線回折から、フェライト相とオーステナイト相の積分強度を求め、その割合から求めた。
常温の引張試験は、ＡＳＴＭ規格に準じて、平行部長さ２５．４ｍｍ、平行部径６．３５ｍｍの試験片を作製して行った。２ｍｍＶノッチシャルピー衝撃試験は、ＪＩＳ規格に従って、１０ｍｍ角の試験片の片面に深さ２ｍｍのＶ形状のノッチを入れた試験片を準備し、２０℃にて試験した。
耐食性の評価試験は、１０ｍｍ×１０ｍｍ角の試験片を作製し、ＪＩＳ Ｇ０５７７に準じ、３．５％ＮａＣｌ溶液を３０℃に制御して、十分に脱気した後の電流密度が１００μＡ／ｃｍ２となるときの電位Ｖ’ｃ１００を孔食電位として求め、合金の耐孔食性を評価した。
表２にオーステナイト量、常温引張特性、２ｍｍＶノッチシャルピー衝撃値および耐孔食性の評価結果をまとめて示す。
表２より、本発明合金はいずれも１０８０ＭＰａ以上の高い引張強さと５０Ｊ／ｃｍ２以上の高い２ｍｍＶノッチシャルピー衝撃値を示しており、発明合金Ｎｏ．２以外の発明合金では７０Ｊ／ｃｍ２以上の高い２ｍｍＶノッチシャルピー衝撃値をも示している。
発明合金Ｎｏ．１の６００℃時効後の特性を同じ時効処理を行った従来合金であるＮｏ．２１（ＪＩＳ ＳＵＳ６３０）と比較しても、発明合金Ｎｏ．１は従来合金Ｎｏ．２１より高い引張強さと良好な耐食性を持ち、かつ７０Ｊ／ｃｍ２以上の良好な２ｍｍＶノッチシャルピー衝撃値を示しており、従来合金より良好な特性をもつことがわかる。
また、本発明合金はいずれも１８０ｍＶ（ｖｓ Ａｇ／ＡｇＣｌ）以上という高い孔食電位を示しており、従来合金Ｎｏ．２１よりも良好な耐食性を有している。
発明合金Ｎｏ．１の６００℃時効後の特性を同じ時効処理を行った従来合金であるＮｏ．２１（ＪＩＳ ＳＵＳ６３０）と比較しても、発明合金Ｎｏ．１は従来合金Ｎｏ．２１より高い引張強さと良好な耐食性を持ち、かつ７０Ｊ／ｃｍ２以上の良好な２ｍｍＶノッチシャルピー衝撃値を示しており、従来合金より良好な特性をもつことがわかる。
また、本発明合金はいずれも１８０ｍＶ（ｖｓ Ａｇ／ＡｇＣｌ）以上という高い孔食電位を示しており、従来合金Ｎｏ．２１よりも良好な耐食性を有している。
一方、比較合金の中で、合金Ｎｏ．１１〜１３の３合金は、組成が請求項範囲から外れており、２ｍｍＶノッチシャルピー衝撃値が低い値を示している。
また、合金Ｎｏ．１４はＢ値が高く外れており、析出硬化処理後にオーステナイト量が多いために引張強さ、耐力が低くなっている。合金Ｎｏ．１５はＡ値が高く外れており、オーステナイト相、マルテンサイト相以外にデルタフェライト相が生成するため、２ｍｍＶノッチシャルピー衝撃値および孔食電位が低い値を示している。
また、合金Ｎｏ．１４はＢ値が高く外れており、析出硬化処理後にオーステナイト量が多いために引張強さ、耐力が低くなっている。合金Ｎｏ．１５はＡ値が高く外れており、オーステナイト相、マルテンサイト相以外にデルタフェライト相が生成するため、２ｍｍＶノッチシャルピー衝撃値および孔食電位が低い値を示している。
本発明合金は、良好な靭性、強度、耐食性を有しているために、船舶シャフト、ポンプシャフト、弁棒、プラスチック金型、圧力センサー等の高圧用部品、等の優れた靭性と高強度、および耐食性を必要する部材に適用できる。
Claims (5)
- 質量％にて、Ｃ：０．０５０％を越え０．１０％以下、Ｓｉ：０．５０を超えて２．０％以下、Ｍｎ：０．６％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｎｉ：５．５〜７．５％、Ｃｒ：１３．０以上１５．０％未満、ＭｏとＷとをＭｏ＋０．５×Ｗで１．５を越えて３．０％以下、Ｃｕ：０．２〜１．０％、Ｎ：０．０５％以下、Ａｌ：０．００１〜０．０５％、Ｔｉ：０〜０．０５％、Ｂ：０．０００５〜０．０１％、更にＮｂ、Ｖ、Ｔａから選ばれる一種または二種以上を合計で０．０５〜１．０％の範囲で含有し残部が実質的にＦｅからなり、かつ、（１）式で示されるＡ値が２１以下、（２）式で示されるＢ値が２１以下、（３）式で示されるＣ値が２０以上であることを特徴とする靭性に優れた高強度析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼。
Ａ値＝−２０×（％Ｃ）＋（％Ｓｉ）−０．１×（％Ｍｎ）−１．２５×（％Ｎｉ）＋１．８×（％Ｃｒ）＋１．４×（％Ｍｏ）＋０．７×（％Ｗ）−０．５×（％Ｃｕ）＋２．５×（％Ｎｂ）＋１．５×（％Ｖ）＋０．７５×（％Ｔａ）＋１．８×（Ｔｉ）−２４×（％Ｎ）・・・（１）
（ただし、選択元素のうち無添加の元素はゼロとして計算）
Ｂ値＝（％Ｎｉ）＋０．７×（％Ｃｒ）＋０．９８×（％Ｍｏ）＋０．４９×（％Ｗ）＋１．０５×（％Ｍｎ）＋０．３５×（％Ｓｉ）＋０．４８×（％Ｃｕ）＋０．１５×（％Ｎｂ）＋０．７５×（％Ｖ）＋０．６×（％Ｔａ）＋０．３×（％Ｔｉ）＋１２．５×（％Ｃ）＋１０×（％Ｎ）・・・（２）
（ただし、選択元素のうち無添加の元素はゼロとして計算）
Ｃ＝（％Ｃｒ）＋３．３×（％Ｍｏ）＋１．６５×（％Ｗ）＋３０×（％Ｎ）・・・（３） - 請求項１に記載の高強度析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼の析出硬化処理後の組織が実質的にマルテンサイト相、オーステナイト相の二相組織からなり、エックス線回折結果から測定した前記オーステナイト相を５〜４５％含有することを特徴とする請求項１に記載の靭性に優れた高強度析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼。
- 請求項２に記載の高強度析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼の析出硬化処理後の常温での２ｍｍＶノッチシャルピー衝撃値が５０Ｊ／ｃｍ２以上であることを特徴とする靭性に優れた高強度析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼。
- 請求項２に記載の高強度析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼の析出硬化処理後の常温での２ｍｍＶノッチシャルピー衝撃値が７０Ｊ／ｃｍ２以上であることを特徴とする靭性に優れた高強度析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼。
- 請求項２に記載の高強度析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼を４７０〜６１０℃で０．５〜３０ｈの範囲で時効析出硬化処理を行った後の常温の引張強さが１０８０ＭＰａ以上、常温での２ｍｍＶノッチシャルピー衝撃値が７０Ｊ／ｃｍ２以上であることを特徴とする靭性に優れた高強度析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼。
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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 |
| WO2012117546A1 (ja) * | 2011-03-03 | 2012-09-07 | エヌケーケーシームレス鋼管株式会社 | 高耐食性を有する８６２ＭＰａ級低Ｃ高Ｃｒ鋼管及びその製造方法 |
| CN105420623A (zh) * | 2015-11-25 | 2016-03-23 | 铜陵市经纬流体科技有限公司 | 一种硬质不锈钢泵阀铸件及其制备方法 |
| CN113355606A (zh) * | 2021-06-11 | 2021-09-07 | 河北普阳钢铁有限公司 | 一种海洋平台用合金钢及其加工工艺 |
| TWI764540B (zh) * | 2020-02-04 | 2022-05-11 | 日商大同特殊鋼股份有限公司 | 沉澱硬化麻田散鐵系不鏽鋼 |
| EP4112754A4 (en) * | 2020-02-27 | 2024-09-04 | Nippon Yakin Kogyo Co., Ltd. | PRECIPITATION HARDENING MARTENSITIC STAINLESS STEEL |
| US12492457B2 (en) | 2020-02-04 | 2025-12-09 | Daido Steel Co., Ltd | Precipitation hardening martensitic stainless steel |
-
2004
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Cited By (12)
| 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 |
| JP5293596B2 (ja) * | 2007-03-22 | 2013-09-18 | 日立金属株式会社 | 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 |
| KR101457973B1 (ko) | 2007-03-22 | 2014-11-04 | 히타치 긴조쿠 가부시키가이샤 | 피삭성이 우수한 석출 경화형 마텐자이트계 스테인레스 주강 및 그 제조 방법 |
| US9169543B2 (en) | 2007-03-22 | 2015-10-27 | Hitachi Metals, Ltd. | Precipitation-hardened, martensitic, cast stainless steel having excellent machinability and its production method |
| WO2012117546A1 (ja) * | 2011-03-03 | 2012-09-07 | エヌケーケーシームレス鋼管株式会社 | 高耐食性を有する８６２ＭＰａ級低Ｃ高Ｃｒ鋼管及びその製造方法 |
| JP5793556B2 (ja) * | 2011-03-03 | 2015-10-14 | エヌケーケーシームレス鋼管株式会社 | 高耐食性を有する８６２ＭＰａ級低Ｃ高Ｃｒ鋼管及びその製造方法 |
| US9677160B2 (en) | 2011-03-03 | 2017-06-13 | Nkk Tubes | Low C-high Cr 862 MPa-class steel tube having excellent corrosion resistance and a manufacturing method thereof |
| CN105420623A (zh) * | 2015-11-25 | 2016-03-23 | 铜陵市经纬流体科技有限公司 | 一种硬质不锈钢泵阀铸件及其制备方法 |
| TWI764540B (zh) * | 2020-02-04 | 2022-05-11 | 日商大同特殊鋼股份有限公司 | 沉澱硬化麻田散鐵系不鏽鋼 |
| US12492457B2 (en) | 2020-02-04 | 2025-12-09 | Daido Steel Co., Ltd | Precipitation hardening martensitic stainless steel |
| EP4112754A4 (en) * | 2020-02-27 | 2024-09-04 | Nippon Yakin Kogyo Co., Ltd. | PRECIPITATION HARDENING MARTENSITIC STAINLESS STEEL |
| CN113355606A (zh) * | 2021-06-11 | 2021-09-07 | 河北普阳钢铁有限公司 | 一种海洋平台用合金钢及其加工工艺 |
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