JP2013117054A - 析出硬化型ステンレス鋼 - Google Patents
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Abstract
【課題】高耐食性及び高硬度を兼備した析出硬化型ステンレス鋼を提供すること。
【解決手段】Ｃ≦０．０５ｍａｓｓ％、０．５≦Ｓｉ＜２．０ｍａｓｓ％、Ｍｎ≦１．５０ｍａｓｓ％、２．０≦Ｃｕ≦５．０ｍａｓｓ％、２．０≦Ｎｉ＜７．０ｍａｓｓ％、１０．０≦Ｃｒ≦１５．０ｍａｓｓ％、１．０≦Ｃｏ≦５．０ｍａｓｓ％、２．０＜Ｍｏ≦５．０ｍａｓｓ％、０．５＜Ｔｉ≦３．０ｍａｓｓ％、及び、Ｎ≦０．０５ｍａｓｓ％を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、Ｓｉ＋Ｔｉ＋Ｃｏ≧４．５、及び、Ｓｉ／Ｍｏ≦０．７を満たす析出硬化型ステンレス鋼。
【選択図】なし
【解決手段】Ｃ≦０．０５ｍａｓｓ％、０．５≦Ｓｉ＜２．０ｍａｓｓ％、Ｍｎ≦１．５０ｍａｓｓ％、２．０≦Ｃｕ≦５．０ｍａｓｓ％、２．０≦Ｎｉ＜７．０ｍａｓｓ％、１０．０≦Ｃｒ≦１５．０ｍａｓｓ％、１．０≦Ｃｏ≦５．０ｍａｓｓ％、２．０＜Ｍｏ≦５．０ｍａｓｓ％、０．５＜Ｔｉ≦３．０ｍａｓｓ％、及び、Ｎ≦０．０５ｍａｓｓ％を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、Ｓｉ＋Ｔｉ＋Ｃｏ≧４．５、及び、Ｓｉ／Ｍｏ≦０．７を満たす析出硬化型ステンレス鋼。
【選択図】なし
Description
本発明は、析出硬化型ステンレス鋼に関し、さらに詳しくは、硬度が高く、かつ耐食性に優れた析出硬化型ステンレス鋼に関する。
高硬度材が必要とされるシャフト、軸受、ロール等では、マルテンサイト系ステンレス鋼ＳＵＳ４１０、ＳＵＳ４２０が使用される。しかしながら、マルテンサイト系ステンレス鋼は、Ｃ含有量が相対的に多いために耐食性に劣るという問題がある。
一方、マルテンサイト系析出硬化型ステンレス鋼は、固溶化熱処理により、低Ｃの軟らかいマルテンサイト組織とし、その後の時効処理によって析出物を形成し、強度を高めた材料である。析出硬化型ステンレス鋼はＣ含有量が相対的に少ないので、その耐食性は、マルテンサイト系ステンレス鋼より優れている。そのため、優れた耐食性と高い強度を必要とする環境下で使用される部材には、ＳＵＳ６３０などの析出硬化型ステンレス鋼が使用されてきた。しかし、ＳＵＳ６３０は、ＳＵＳ４１０、ＳＵＳ４２０と比較し、硬さが劣る。また、さらに厳しい環境下で使用される部材には、ＳＵＳ６３０以上の耐食性が求められている。
一方、マルテンサイト系析出硬化型ステンレス鋼は、固溶化熱処理により、低Ｃの軟らかいマルテンサイト組織とし、その後の時効処理によって析出物を形成し、強度を高めた材料である。析出硬化型ステンレス鋼はＣ含有量が相対的に少ないので、その耐食性は、マルテンサイト系ステンレス鋼より優れている。そのため、優れた耐食性と高い強度を必要とする環境下で使用される部材には、ＳＵＳ６３０などの析出硬化型ステンレス鋼が使用されてきた。しかし、ＳＵＳ６３０は、ＳＵＳ４１０、ＳＵＳ４２０と比較し、硬さが劣る。また、さらに厳しい環境下で使用される部材には、ＳＵＳ６３０以上の耐食性が求められている。
そこでこの問題を解決するために、従来から種々の提案がなされている。
例えば、特許文献１には、Ｃ：０．０５８ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．２４ｍａｓｓ％、Ｍｎ：１．３６ｍａｓｓ％、Ｃｕ：２．８７ｍａｓｓ％、Ｎｉ：４．４６ｍａｓｓ％、Ｃｒ：１１．３８ｍａｓｓ％、Ｍｏ：４．５５ｍａｓｓ％、Ｖ：０．１９ｍａｓｓ％、Ｃｏ：３．９７ｍａｓｓ％、及び、Ｔｉ：０．１３ｍａｓｓ％を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる析出硬化型ステンレス鋼金型が開示されている。
同文献には、
（１）Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ等の主要元素の含有量を所定の範囲にすると、時効処理及び窒化処理により表面硬さがＨＶ５００以上になる点、及び、
（２）Ｔｉは、炭化物の微細化や結晶粒の微細化に効果があるが、Ｔｉを過剰に添加すると、窒化処理によりＴｉが優先的に窒化物を形成するために耐食性が劣化する点
が記載されている。
例えば、特許文献１には、Ｃ：０．０５８ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．２４ｍａｓｓ％、Ｍｎ：１．３６ｍａｓｓ％、Ｃｕ：２．８７ｍａｓｓ％、Ｎｉ：４．４６ｍａｓｓ％、Ｃｒ：１１．３８ｍａｓｓ％、Ｍｏ：４．５５ｍａｓｓ％、Ｖ：０．１９ｍａｓｓ％、Ｃｏ：３．９７ｍａｓｓ％、及び、Ｔｉ：０．１３ｍａｓｓ％を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる析出硬化型ステンレス鋼金型が開示されている。
同文献には、
（１）Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ等の主要元素の含有量を所定の範囲にすると、時効処理及び窒化処理により表面硬さがＨＶ５００以上になる点、及び、
（２）Ｔｉは、炭化物の微細化や結晶粒の微細化に効果があるが、Ｔｉを過剰に添加すると、窒化処理によりＴｉが優先的に窒化物を形成するために耐食性が劣化する点
が記載されている。
特許文献１に記載されているように、Ｃｏを添加し、かつ、Ｔｉ添加量をある一定値以下に制限すると、時効処理及び窒化処理により表面硬さを向上させることができる。しかしながら、さらに厳しい環境下で使用される部材には、硬度と耐食性をさらに向上させることが望まれる。
本発明が解決しようとする課題は、高耐食性及び高硬度を兼備した析出硬化型ステンレス鋼を提供することにある。
上記課題を解決するために本発明に係る析出硬化型ステンレス鋼は、
Ｃ≦０．０５ｍａｓｓ％、
０．５≦Ｓｉ＜２．０ｍａｓｓ％、
Ｍｎ≦１．５０ｍａｓｓ％、
２．０≦Ｃｕ≦５．０ｍａｓｓ％、
２．０≦Ｎｉ＜７．０ｍａｓｓ％、
１０．０≦Ｃｒ≦１５．０ｍａｓｓ％、
１．０≦Ｃｏ≦５．０ｍａｓｓ％、
２．０＜Ｍｏ≦５．０ｍａｓｓ％、
０．５＜Ｔｉ≦３．０ｍａｓｓ％、及び、
Ｎ≦０．０５ｍａｓｓ％
を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、
次の（１）式及び（２）式を満たすことを要旨とする。
Ｓｉ＋Ｔｉ＋Ｃｏ≧４．５ ・・・（１）
Ｓｉ／Ｍｏ≦０．７ ・・・（２）
Ｃ≦０．０５ｍａｓｓ％、
０．５≦Ｓｉ＜２．０ｍａｓｓ％、
Ｍｎ≦１．５０ｍａｓｓ％、
２．０≦Ｃｕ≦５．０ｍａｓｓ％、
２．０≦Ｎｉ＜７．０ｍａｓｓ％、
１０．０≦Ｃｒ≦１５．０ｍａｓｓ％、
１．０≦Ｃｏ≦５．０ｍａｓｓ％、
２．０＜Ｍｏ≦５．０ｍａｓｓ％、
０．５＜Ｔｉ≦３．０ｍａｓｓ％、及び、
Ｎ≦０．０５ｍａｓｓ％
を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、
次の（１）式及び（２）式を満たすことを要旨とする。
Ｓｉ＋Ｔｉ＋Ｃｏ≧４．５ ・・・（１）
Ｓｉ／Ｍｏ≦０．７ ・・・（２）
所定の元素を含む鋼中に、さらに所定量のＣｕを添加すると、固溶化熱処理及び時効処理によりε−Ｃｕ相が析出し、硬度が増す。また、これと同時に、Ｃｕが母相中に固溶し、耐食性が向上する。
また、所定の元素を含む鋼中に、さらに所定量のＮｉ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｃｏを添加し、かつ、Ｓｉ＋Ｔｉ＋Ｃｏを所定量以上にすると、時効処理によりＧ相が析出し、さらに硬度が増す。
また、Ｃ含有量を低くすると同時に、Ｍｏ量及びＣｒ量を増大させると、高い硬度を維持したまま、耐食性を向上させることができる。
さらに、Ｓｉ／Ｍｏ比を最適化すると、上述した特性を維持したまま、熱間加工性を向上させることができる。
また、所定の元素を含む鋼中に、さらに所定量のＮｉ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｃｏを添加し、かつ、Ｓｉ＋Ｔｉ＋Ｃｏを所定量以上にすると、時効処理によりＧ相が析出し、さらに硬度が増す。
また、Ｃ含有量を低くすると同時に、Ｍｏ量及びＣｒ量を増大させると、高い硬度を維持したまま、耐食性を向上させることができる。
さらに、Ｓｉ／Ｍｏ比を最適化すると、上述した特性を維持したまま、熱間加工性を向上させることができる。
以下に、本発明の一実施の形態について詳細に説明する。
［１． 析出硬化型ステンレス鋼］
［１．１． 主構成元素］
本発明に係る析出硬化型ステンレス鋼は、以下のような元素を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる。添加元素の種類、その成分範囲、及び、その限定理由は、以下の通りである。
［１． 析出硬化型ステンレス鋼］
［１．１． 主構成元素］
本発明に係る析出硬化型ステンレス鋼は、以下のような元素を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる。添加元素の種類、その成分範囲、及び、その限定理由は、以下の通りである。
（１） Ｃ≦０．０５ｍａｓｓ％。
Ｃは、添加量に伴い、固溶化熱処理後の硬度を上昇させ、加工性を低減させる。また、母相中の固溶ＣやＴｉ、Ｎｂの炭化物により、耐食性を著しく低下させる。従って、Ｃ含有量は、０．０５ｍａｓｓ％以下である必要がある。
Ｃは、添加量に伴い、固溶化熱処理後の硬度を上昇させ、加工性を低減させる。また、母相中の固溶ＣやＴｉ、Ｎｂの炭化物により、耐食性を著しく低下させる。従って、Ｃ含有量は、０．０５ｍａｓｓ％以下である必要がある。
（２） ０．５≦Ｓｉ＜２．０ｍａｓｓ％。
Ｓｉは、母相に固溶することにより、耐食性（特に、耐流酸性）を向上させると同時に、時効処理によりＴｉ、Ｎｉ、Ｃｏと共にＧ相を形成し、鋼を時効硬化させる。このような効果を得るためには、Ｓｉ含有量は、０．５ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｓｉ含有量は、さらに好ましくは、１．０ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｓｉ含有量が過剰になると、著しく熱間加工性が劣化する。また、固溶化熱処理後の硬度が上昇するが、靱性は低下する。従って、Ｓｉ含有量は、２．０ｍａｓｓ％未満である必要がある。
Ｓｉは、母相に固溶することにより、耐食性（特に、耐流酸性）を向上させると同時に、時効処理によりＴｉ、Ｎｉ、Ｃｏと共にＧ相を形成し、鋼を時効硬化させる。このような効果を得るためには、Ｓｉ含有量は、０．５ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｓｉ含有量は、さらに好ましくは、１．０ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｓｉ含有量が過剰になると、著しく熱間加工性が劣化する。また、固溶化熱処理後の硬度が上昇するが、靱性は低下する。従って、Ｓｉ含有量は、２．０ｍａｓｓ％未満である必要がある。
（３） Ｍｎ≦１．５０ｍａｓｓ％。
Ｍｎは、脱酸剤として働き、またオーステナイト生成元素として必要である。しかしながら、Ｍｎ含有量が過剰になると、耐食性を低下させる。従って、Ｍｎ含有量は、１．５０ｍａｓｓ％以下である必要がある。
Ｍｎは、脱酸剤として働き、またオーステナイト生成元素として必要である。しかしながら、Ｍｎ含有量が過剰になると、耐食性を低下させる。従って、Ｍｎ含有量は、１．５０ｍａｓｓ％以下である必要がある。
（４） ２．０≦Ｃｕ≦５．０ｍａｓｓ％。
Ｃｕは、ＳＵＳ６３０と同様、時効処理によりε−Ｃｕ相を析出させる。また、母相中に固溶することにより、耐食性を向上させる。このような効果を得るためには、Ｃｕ含有量は、２．０ｍａｓｓ％以上である必要がある。
一方、Ｃｕ含有量の増加に伴い、時効硬化能は増大するが、多量に添加すると熱間加工性が低下すると共に靱性も低下する。従って、Ｃｕ含有量は、５．０ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｃｕ含有量は、さらに好ましくは、３．５ｍａｓｓ％以下である。
Ｃｕは、ＳＵＳ６３０と同様、時効処理によりε−Ｃｕ相を析出させる。また、母相中に固溶することにより、耐食性を向上させる。このような効果を得るためには、Ｃｕ含有量は、２．０ｍａｓｓ％以上である必要がある。
一方、Ｃｕ含有量の増加に伴い、時効硬化能は増大するが、多量に添加すると熱間加工性が低下すると共に靱性も低下する。従って、Ｃｕ含有量は、５．０ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｃｕ含有量は、さらに好ましくは、３．５ｍａｓｓ％以下である。
（５） ２．０≦Ｎｉ＜７．０ｍａｓｓ％。
Ｎｉは、鋼の耐食性を向上させる。また、固溶化熱処理温度にてオーステナイト化するのに必須な元素である。そして、時効処理により、Ｔｉ、Ｓｉ、Ｃｏと共にＧ相を形成し、鋼を時効硬化させる。しかし、２．０ｍａｓｓ％未満では、フェライトが多く形成されてしまい、時効処理後の硬さが低下してしまう。そのため、Ｎｉ含有量は、２．０ｍａｓｓ％以上である必要がある。
一方、Ｎｉ含有量が過剰になると、固溶化熱処理後の残留オーステナイトが増加し、時効処理後の硬さが十分得られなくなる。従って、Ｎｉ含有量は、７．０ｍａｓｓ％未満である必要がある。
Ｎｉは、鋼の耐食性を向上させる。また、固溶化熱処理温度にてオーステナイト化するのに必須な元素である。そして、時効処理により、Ｔｉ、Ｓｉ、Ｃｏと共にＧ相を形成し、鋼を時効硬化させる。しかし、２．０ｍａｓｓ％未満では、フェライトが多く形成されてしまい、時効処理後の硬さが低下してしまう。そのため、Ｎｉ含有量は、２．０ｍａｓｓ％以上である必要がある。
一方、Ｎｉ含有量が過剰になると、固溶化熱処理後の残留オーステナイトが増加し、時効処理後の硬さが十分得られなくなる。従って、Ｎｉ含有量は、７．０ｍａｓｓ％未満である必要がある。
（６） １０．０≦Ｃｒ≦１５．０ｍａｓｓ％。
Ｃｒは、ステンレス鋼の耐食性を向上させるために不可欠な成分である。Ｃｒ含有量が少なすぎると、耐食性が不十分となる。従って、Ｃｒ含有量は、１０．０ｍａｓｓ％以上である必要がある。
一方、Ｃｒ含有量が過剰になると、フェライトが形成されることで母相の硬さが低下し、高硬度が得られにくくなる。従って、Ｃｒ含有量は、１５．０ｍａｓｓ％以下である必要がある。
Ｃｒは、ステンレス鋼の耐食性を向上させるために不可欠な成分である。Ｃｒ含有量が少なすぎると、耐食性が不十分となる。従って、Ｃｒ含有量は、１０．０ｍａｓｓ％以上である必要がある。
一方、Ｃｒ含有量が過剰になると、フェライトが形成されることで母相の硬さが低下し、高硬度が得られにくくなる。従って、Ｃｒ含有量は、１５．０ｍａｓｓ％以下である必要がある。
（７） １．０≦Ｃｏ≦５．０ｍａｓｓ％。
Ｃｏは、母相に固溶することにより、耐食性を向上させる。また、時効処理によりＴｉ、Ｎｉ、Ｓｉと共にＧ相を形成し、鋼を時効硬化させる。また、Ｃｏは、Ｍｏ系金属間化合物の析出を促進させる。さらに、Ｃｏは、Ｍｓ点を上昇させるので、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｔｉ及びＣｕの多量添加を可能にする。このような効果を得るためには、Ｃｏ含有量は、１．０ｍａｓｓ％以上である必要がある。
一方、Ｃｏ含有量が過剰になると、高価な成分であるため、原料コストが上がり、製造コストも増大させる。従って、Ｃｏ含有量は、５．０ｍａｓｓ％以下である必要がある。
Ｃｏは、母相に固溶することにより、耐食性を向上させる。また、時効処理によりＴｉ、Ｎｉ、Ｓｉと共にＧ相を形成し、鋼を時効硬化させる。また、Ｃｏは、Ｍｏ系金属間化合物の析出を促進させる。さらに、Ｃｏは、Ｍｓ点を上昇させるので、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｔｉ及びＣｕの多量添加を可能にする。このような効果を得るためには、Ｃｏ含有量は、１．０ｍａｓｓ％以上である必要がある。
一方、Ｃｏ含有量が過剰になると、高価な成分であるため、原料コストが上がり、製造コストも増大させる。従って、Ｃｏ含有量は、５．０ｍａｓｓ％以下である必要がある。
（８） ２．０＜Ｍｏ≦５．０ｍａｓｓ％。
Ｍｏは、母相中に固溶することにより、耐食性（特に、耐孔食性）を向上させる。また、時効処理によりＭｏ系金属間化合物を析出させ、鋼を時効硬化させる。このような効果を得るためには、Ｍｏ含有量は、２．０ｍａｓｓ％超である必要がある。
一方、Ｍｏ含有量が過剰になると、フェライトを生成させ、硬度が低下する。従って、Ｍｏ含有量は、５．０ｍａｓｓ％以下である必要がある。
Ｍｏは、母相中に固溶することにより、耐食性（特に、耐孔食性）を向上させる。また、時効処理によりＭｏ系金属間化合物を析出させ、鋼を時効硬化させる。このような効果を得るためには、Ｍｏ含有量は、２．０ｍａｓｓ％超である必要がある。
一方、Ｍｏ含有量が過剰になると、フェライトを生成させ、硬度が低下する。従って、Ｍｏ含有量は、５．０ｍａｓｓ％以下である必要がある。
（９） ０．５＜Ｔｉ≦３．０ｍａｓｓ％。
Ｔｉは、時効処理によりＮｉ、Ｓｉ、Ｃｏと共にＧ相を形成し、鋼を時効硬化させる。このような効果を得るためには、Ｔｉ含有量は、０．５ｍａｓｓ％超である必要がある。
Ｔｉ含有量の増大に伴い、時効硬化能は増大する。しかしながら、Ｔｉ含有量が過剰になると、偏析を助長する。従って、Ｔｉ含有量は、３．０ｍａｓｓ％以下である必要がある。
Ｔｉは、時効処理によりＮｉ、Ｓｉ、Ｃｏと共にＧ相を形成し、鋼を時効硬化させる。このような効果を得るためには、Ｔｉ含有量は、０．５ｍａｓｓ％超である必要がある。
Ｔｉ含有量の増大に伴い、時効硬化能は増大する。しかしながら、Ｔｉ含有量が過剰になると、偏析を助長する。従って、Ｔｉ含有量は、３．０ｍａｓｓ％以下である必要がある。
（１０） Ｎ≦０．０５ｍａｓｓ％。
Ｎは、侵入型元素であり、鋼の硬さ及び耐食性を向上させる。しかし、Ｎ含有量が過剰になると、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｃｒと共に窒化物を形成し、加工性に悪影響を及ぼす。従って、Ｎ含有量は、０．０５ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｎ含有量は、さらに好ましくは、０．０２ｍａｓｓ％以下である。
Ｎは、侵入型元素であり、鋼の硬さ及び耐食性を向上させる。しかし、Ｎ含有量が過剰になると、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｃｒと共に窒化物を形成し、加工性に悪影響を及ぼす。従って、Ｎ含有量は、０．０５ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｎ含有量は、さらに好ましくは、０．０２ｍａｓｓ％以下である。
［１．２． 副構成元素］
本発明に係る析出硬化型ステンレス鋼は、上述した主構成元素に加えて、以下の１種又は２種以上の副構成元素をさらに含んでいてもよい。添加元素の種類、その成分範囲、及び、その限定理由は、以下の通りである。
本発明に係る析出硬化型ステンレス鋼は、上述した主構成元素に加えて、以下の１種又は２種以上の副構成元素をさらに含んでいてもよい。添加元素の種類、その成分範囲、及び、その限定理由は、以下の通りである。
（１１） ０．０００５≦Ｂ≦０．０１ｍａｓｓ％。
Ｂは、マトリックスに固溶し、焼入れ性を向上させる効果がある。このような効果を得るためには、Ｂ含有量は、０．０００５ｍａｓｓ％以上である必要がある。
一方、Ｂ含有量が過剰になると、熱間加工性が低下する。従って、Ｂ含有量は、０．０１ｍａｓｓ％以下である必要がある。
Ｂは、マトリックスに固溶し、焼入れ性を向上させる効果がある。このような効果を得るためには、Ｂ含有量は、０．０００５ｍａｓｓ％以上である必要がある。
一方、Ｂ含有量が過剰になると、熱間加工性が低下する。従って、Ｂ含有量は、０．０１ｍａｓｓ％以下である必要がある。
（１２） ０．０１≦（Ｎｂ、Ｖ、Ｔａ）≦０．５０ｍａｓｓ％。
Ｎｂ、Ｖ及びＴａは、いずれも、析出硬化に寄与する。このような効果を得るためには、これらの元素の総含有量は、０．０１ｍａｓｓ％以上である必要がある。
一方、これらの元素の含有量が過剰になると、固溶化熱処理温度においてフェライトが多く形成されてしまい、時効硬化後の硬さが低下してしまう。従って、これらの元素の総含有量は、０．５０ｍａｓｓ％以下である必要がある。
なお、これらの元素は、いずれか１種を添加しても良く、あるいは、２種以上を組み合わせて添加しても良い。
Ｎｂ、Ｖ及びＴａは、いずれも、析出硬化に寄与する。このような効果を得るためには、これらの元素の総含有量は、０．０１ｍａｓｓ％以上である必要がある。
一方、これらの元素の含有量が過剰になると、固溶化熱処理温度においてフェライトが多く形成されてしまい、時効硬化後の硬さが低下してしまう。従って、これらの元素の総含有量は、０．５０ｍａｓｓ％以下である必要がある。
なお、これらの元素は、いずれか１種を添加しても良く、あるいは、２種以上を組み合わせて添加しても良い。
（１３） ０．００１≦（Ｚｒ、Ｗ、Ｈｆ、Ｍｇ、Ａｌ、ＲＥＭ）≦０．５０ｍａｓｓ％。
Ｚｒ、Ｗ、Ｈｆ、Ｍｇ、Ａｌ及びＲＥＭは、炭化物の微細化や結晶粒の微細化に効果がある。このような効果を得るためには、これらの元素の総含有量は、０．００１ｍａｓｓ％である必要がある。
一方、これらの元素の含有量が過剰になると、靱性が低下する。従って、これらの元素の総含有量は、０．５０ｍａｓｓ％以下である必要がある。
なお、これらの元素は、いずれか１種を添加しても良く、あるいは、２種以上を組み合わせて添加しても良い。
Ｚｒ、Ｗ、Ｈｆ、Ｍｇ、Ａｌ及びＲＥＭは、炭化物の微細化や結晶粒の微細化に効果がある。このような効果を得るためには、これらの元素の総含有量は、０．００１ｍａｓｓ％である必要がある。
一方、これらの元素の含有量が過剰になると、靱性が低下する。従って、これらの元素の総含有量は、０．５０ｍａｓｓ％以下である必要がある。
なお、これらの元素は、いずれか１種を添加しても良く、あるいは、２種以上を組み合わせて添加しても良い。
（１４） ０．０００５≦Ｃａ≦０．０１ｍａｓｓ％。
Ｃａは、被削性を改善する。このような効果を得るためには、Ｃａ含有量は、０．０００５ｍａｓｓ％以上である必要がある。
一方、Ｃａ含有量が過剰になると、熱間加工性が低下する。従って、Ｃａ含有量は、０．０１ｍａｓｓ％以下である必要がある。
Ｃａは、被削性を改善する。このような効果を得るためには、Ｃａ含有量は、０．０００５ｍａｓｓ％以上である必要がある。
一方、Ｃａ含有量が過剰になると、熱間加工性が低下する。従って、Ｃａ含有量は、０．０１ｍａｓｓ％以下である必要がある。
［１．３． 成分バランス］
本発明に係る析出硬化型ステンレス鋼は、成分元素が上述の範囲にあることに加えて、さらに次の（１）式及び（２）を満たしている必要がある。
Ｓｉ＋Ｔｉ＋Ｃｏ≧４．５ ・・・（１）
Ｓｉ／Ｍｏ≦０．７ ・・・（２）
本発明に係る析出硬化型ステンレス鋼は、成分元素が上述の範囲にあることに加えて、さらに次の（１）式及び（２）を満たしている必要がある。
Ｓｉ＋Ｔｉ＋Ｃｏ≧４．５ ・・・（１）
Ｓｉ／Ｍｏ≦０．７ ・・・（２）
［１．３．１． （１）式］
Ｓｉ、Ｔｉは、Ｎｉ、Ｃｏと共に、時効処理を施すことによりＧ相を形成し、鋼を硬化させる。但し、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｃｏの総含有量が十分でないと、Ｇ相が形成されにくい。
（１）式は、Ｇ相を形成する元素（Ｓｉ、Ｔｉ、Ｃｏ）の総含有量の下限値（ｍａｓｓ％）を表す。一般に、これらの元素の含有量が多くなるほど、高い硬度が得られる。５０ＨＲＣ以上の硬度を得るためには、Ｓｉ、Ｔｉ及びＣｏの総含有量は、４．５（ｍａｓｓ％）以上である必要がある。これらの元素の総含有量は、さらに好ましくは、６．０（ｍａｓｓ％）以上である。
Ｓｉ、Ｔｉは、Ｎｉ、Ｃｏと共に、時効処理を施すことによりＧ相を形成し、鋼を硬化させる。但し、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｃｏの総含有量が十分でないと、Ｇ相が形成されにくい。
（１）式は、Ｇ相を形成する元素（Ｓｉ、Ｔｉ、Ｃｏ）の総含有量の下限値（ｍａｓｓ％）を表す。一般に、これらの元素の含有量が多くなるほど、高い硬度が得られる。５０ＨＲＣ以上の硬度を得るためには、Ｓｉ、Ｔｉ及びＣｏの総含有量は、４．５（ｍａｓｓ％）以上である必要がある。これらの元素の総含有量は、さらに好ましくは、６．０（ｍａｓｓ％）以上である。
［１．３．２． （２）式］
（２）式は、Ｍｏ量（ｍａｓｓ％）に対するＳｉ量（ｍａｓｓ％）の比を表す。Ｓｉ量とＭｏ量のバランスにより、鋼の熱間加工性が変化する。Ｓｉ／Ｍｏ比が高くなり過ぎると、熱間加工性が劣化する。従って、Ｓｉ／Ｍｏ比は、０．７以下である必要がある。Ｓｉ／Ｍｏ比は、さらに好ましくは、０．５以下である。
（２）式は、Ｍｏ量（ｍａｓｓ％）に対するＳｉ量（ｍａｓｓ％）の比を表す。Ｓｉ量とＭｏ量のバランスにより、鋼の熱間加工性が変化する。Ｓｉ／Ｍｏ比が高くなり過ぎると、熱間加工性が劣化する。従って、Ｓｉ／Ｍｏ比は、０．７以下である必要がある。Ｓｉ／Ｍｏ比は、さらに好ましくは、０．５以下である。
［２． 析出硬化型ステンレス鋼の製造方法］
本発明に係る析出硬化型ステンレス鋼の製造方法は、溶解鋳造工程と、熱間加工工程と、固溶化熱処理工程と、時効処理工程とを備えている。
本発明に係る析出硬化型ステンレス鋼の製造方法は、溶解鋳造工程と、熱間加工工程と、固溶化熱処理工程と、時効処理工程とを備えている。
［２．１． 溶解鋳造工程］
溶解鋳造工程は、所定の成分に配合された原料を溶解し、鋳造する工程である。溶解方法及び鋳造方法は、特に限定されるものではなく、目的に応じて種々の方法を用いることができる。
溶解鋳造工程は、所定の成分に配合された原料を溶解し、鋳造する工程である。溶解方法及び鋳造方法は、特に限定されるものではなく、目的に応じて種々の方法を用いることができる。
［２．２． 熱間加工工程］
熱間加工工程は、溶解鋳造工程で得られた鋳塊を熱間加工する工程である。熱間加工は、鋳造組織や鋳造欠陥を破壊するために行われる。熱間加工条件は、特に限定されるものではなく、目的に応じて最適な条件を選択することができる。
熱間加工工程は、溶解鋳造工程で得られた鋳塊を熱間加工する工程である。熱間加工は、鋳造組織や鋳造欠陥を破壊するために行われる。熱間加工条件は、特に限定されるものではなく、目的に応じて最適な条件を選択することができる。
［２．３． 固溶化熱処理工程］
固溶化熱処理工程は、熱間加工された材料を９５０〜１１００℃の温度に加熱する工程である。固溶化熱処理は、主として鋼中に分散している析出物を固溶させるために行われる。熱処理温度が低すぎると、析出物の固溶が不十分となる。従って、熱処理温度は、９５０℃以上である必要がある。
一方、熱処理温度が高すぎると、結晶粒が粗大化する。従って、熱処理温度は、１１００℃以下である必要がある。
熱処理時間は、析出物が固溶する時間であれば良い。最適な熱処理時間は、熱処理温度によって異なるが、通常、３０分〜２時間程度である。
熱処理後、材料を急冷する。冷却条件は、特に限定されるものではなく、マルテンサイト変態が起こる条件であれば良い。
固溶化熱処理工程は、熱間加工された材料を９５０〜１１００℃の温度に加熱する工程である。固溶化熱処理は、主として鋼中に分散している析出物を固溶させるために行われる。熱処理温度が低すぎると、析出物の固溶が不十分となる。従って、熱処理温度は、９５０℃以上である必要がある。
一方、熱処理温度が高すぎると、結晶粒が粗大化する。従って、熱処理温度は、１１００℃以下である必要がある。
熱処理時間は、析出物が固溶する時間であれば良い。最適な熱処理時間は、熱処理温度によって異なるが、通常、３０分〜２時間程度である。
熱処理後、材料を急冷する。冷却条件は、特に限定されるものではなく、マルテンサイト変態が起こる条件であれば良い。
［２．４． 時効処理工程］
時効処理工程は、固溶化熱処理後の材料、すなわち、マルテンサイト相を生成させた材料を４５０〜５５０℃で時効処理する工程である。マルテンサイト相は、粒内に歪みが存在する。そのため、マルテンサイト相を含む材料を所定の温度で熱処理を施すと、歪みを起点として析出物が析出する。
時効処理温度が高すぎる又は低すぎると、目的の析出物が析出せず、時効硬化させることができない。従って、時効処理温度は、４５０℃以上５５０℃以下である必要がある。
時効処理温度は、十分な量の析出物が析出する時間であれば良い。最適な時効処理時間は、時効処理温度により異なるが、通常、８〜２４時間程度である。
時効処理工程は、固溶化熱処理後の材料、すなわち、マルテンサイト相を生成させた材料を４５０〜５５０℃で時効処理する工程である。マルテンサイト相は、粒内に歪みが存在する。そのため、マルテンサイト相を含む材料を所定の温度で熱処理を施すと、歪みを起点として析出物が析出する。
時効処理温度が高すぎる又は低すぎると、目的の析出物が析出せず、時効硬化させることができない。従って、時効処理温度は、４５０℃以上５５０℃以下である必要がある。
時効処理温度は、十分な量の析出物が析出する時間であれば良い。最適な時効処理時間は、時効処理温度により異なるが、通常、８〜２４時間程度である。
［３． 作用］
マルテンサイト系ステンレス鋼は、焼入れによって高Ｃマルテンサイト相が生成するため、硬度は高いが、耐食性は低い。一方、従来の析出硬化型ステンレス鋼は、低Ｃマルテンサイト相を析出硬化させているので、耐食性が高く、硬度も比較的高い。しかしながら、従来の析出硬化型ステンレス鋼は、マルテンサイト系ステンレス鋼に比べて硬度が劣る。
マルテンサイト系ステンレス鋼は、焼入れによって高Ｃマルテンサイト相が生成するため、硬度は高いが、耐食性は低い。一方、従来の析出硬化型ステンレス鋼は、低Ｃマルテンサイト相を析出硬化させているので、耐食性が高く、硬度も比較的高い。しかしながら、従来の析出硬化型ステンレス鋼は、マルテンサイト系ステンレス鋼に比べて硬度が劣る。
これに対し、所定の元素を含む鋼中に、さらに所定量のＣｕを添加すると、固溶化熱処理及び時効処理によりε−Ｃｕ相が析出し、硬度が増す。また、これと同時に、Ｃｕが母相中に固溶し、耐食性が向上する。
また、所定の元素を含む鋼中に、さらに所定量のＮｉ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｃｏを添加し、かつ、Ｓｉ＋Ｔｉ＋Ｃｏを所定量以上にすると、時効処理によりＧ相が析出し、さらに硬度が増す。
また、Ｃ含有量を低くすると同時に、Ｍｏ量及びＣｒ量を増大させると、高い硬度を維持したまま、耐食性を向上させることができる。
さらに、Ｓｉ／Ｍｏ比を最適化すると、上述した特性を維持したまま、熱間加工性を向上させることができる。
また、所定の元素を含む鋼中に、さらに所定量のＮｉ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｃｏを添加し、かつ、Ｓｉ＋Ｔｉ＋Ｃｏを所定量以上にすると、時効処理によりＧ相が析出し、さらに硬度が増す。
また、Ｃ含有量を低くすると同時に、Ｍｏ量及びＣｒ量を増大させると、高い硬度を維持したまま、耐食性を向上させることができる。
さらに、Ｓｉ／Ｍｏ比を最適化すると、上述した特性を維持したまま、熱間加工性を向上させることができる。
（実施例１〜２７、比較例１〜１１）
［１． 試料の作製］
表１及び表２に示す種々の成分を有するステンレス鋼を溶製した後、冷却して鋳塊を作製した。鋳塊の内、一部を熱間加工性の評価のために採取し、グリーブル試験を行った。
鋳塊の残部は、熱間加工した後、固溶化熱処理及び時効処理により調質した。固溶化熱処理条件は、各ステンレス鋼がオーステナイト化する条件とした。具体的には、９５０〜１１００℃×１ｈｒ、油冷とした。また、時効処理条件は、ピーク硬さが得られる条件とした。具体的には、４５０〜５５０℃×８〜２４時間とした（実施例１〜２７）。
［１． 試料の作製］
表１及び表２に示す種々の成分を有するステンレス鋼を溶製した後、冷却して鋳塊を作製した。鋳塊の内、一部を熱間加工性の評価のために採取し、グリーブル試験を行った。
鋳塊の残部は、熱間加工した後、固溶化熱処理及び時効処理により調質した。固溶化熱処理条件は、各ステンレス鋼がオーステナイト化する条件とした。具体的には、９５０〜１１００℃×１ｈｒ、油冷とした。また、時効処理条件は、ピーク硬さが得られる条件とした。具体的には、４５０〜５５０℃×８〜２４時間とした（実施例１〜２７）。
なお、比較例１（ＳＵＳ４２０Ｊ２相当）は、９８０℃×３０ｍｉｎ保持した後焼入れし、６００℃×２ｈの焼戻しを行った。
比較例２（ＳＵＳ４４０Ｃ相当）は、１０５０℃×３０ｍｉｎ保持した後焼入れし、１８０℃×２ｈの焼戻しを行った。
比較例３（ＳＵＳ３０４相当）及び比較例４（ＳＵＳ３１６相当）は、それぞれ、１０８０℃×１ｈの固溶化熱処理を行った。
比較例５（ＳＵＳ６３０相当）は、１０４０℃×１ｈの固溶化熱処理を行い、４８０℃×１ｈの時効処理を行った。
比較例６〜１１は、実施例１〜２７と同様にして固溶化熱処理及び時効処理を行った。
比較例２（ＳＵＳ４４０Ｃ相当）は、１０５０℃×３０ｍｉｎ保持した後焼入れし、１８０℃×２ｈの焼戻しを行った。
比較例３（ＳＵＳ３０４相当）及び比較例４（ＳＵＳ３１６相当）は、それぞれ、１０８０℃×１ｈの固溶化熱処理を行った。
比較例５（ＳＵＳ６３０相当）は、１０４０℃×１ｈの固溶化熱処理を行い、４８０℃×１ｈの時効処理を行った。
比較例６〜１１は、実施例１〜２７と同様にして固溶化熱処理及び時効処理を行った。
［２． 試験方法］
［２．１． グリーブル試験］
熱間加工性評価として、グリーブル試験を９００〜１３００℃の範囲で５０℃毎に実施した。
［２．２． 硬さ］
硬さ測定は、ロックウェル硬度計（ＨＲＣ）にて測定した。
［２．３． 靱性］
靱性は、ＪＩＳ４号ＡのＶノッチ付き試験片を用いてシャルピー衝撃試験を行い、室温でのシャルピー衝撃値を測定した。
［２．４． 耐食性］
耐食性は、塩水噴霧試験及び孔食電位測定によって評価した。
塩水噴霧試験は、ＪＩＳ Ｚ２３７１に準拠して行った。腐食しなかったものを「Ａ」、若干腐食が確認されたものを「Ｂ」、腐食が確認されたものを「Ｃ」、全面が腐食しているものを「Ｄ」とした。
孔食電位測定は、ＪＩＳ Ｇ０５７７に準拠して行い、Ｖ'C100の値にて評価した。
［２．１． グリーブル試験］
熱間加工性評価として、グリーブル試験を９００〜１３００℃の範囲で５０℃毎に実施した。
［２．２． 硬さ］
硬さ測定は、ロックウェル硬度計（ＨＲＣ）にて測定した。
［２．３． 靱性］
靱性は、ＪＩＳ４号ＡのＶノッチ付き試験片を用いてシャルピー衝撃試験を行い、室温でのシャルピー衝撃値を測定した。
［２．４． 耐食性］
耐食性は、塩水噴霧試験及び孔食電位測定によって評価した。
塩水噴霧試験は、ＪＩＳ Ｚ２３７１に準拠して行った。腐食しなかったものを「Ａ」、若干腐食が確認されたものを「Ｂ」、腐食が確認されたものを「Ｃ」、全面が腐食しているものを「Ｄ」とした。
孔食電位測定は、ＪＩＳ Ｇ０５７７に準拠して行い、Ｖ'C100の値にて評価した。
［３． 結果］
表３及び表４に結果を示す。表３及び表４より、以下のことがわかる。
（１）マルテンサイト系ステンレス鋼に相当する比較例１（ＳＵＳ４２０Ｊ２相当）及び比較例２（ＳＵＳ４４０Ｃ相当）は、いずれも硬度は高いが、耐食性は低い。
（２）オーステナイト系ステンレス鋼に相当する比較例３（ＳＵＳ３０４相当）及び比較例４（ＳＵＳ３１６相当）は、いずれも耐食性が高い。
（３）従来の析出硬化型ステンレス鋼に相当する比較例５（ＳＵＳ６３０相当）は、マルテンサイト系ステンレス鋼よりも耐食性は高いが、硬度はマルテンサイト系ステンレス鋼に劣る。
表３及び表４に結果を示す。表３及び表４より、以下のことがわかる。
（１）マルテンサイト系ステンレス鋼に相当する比較例１（ＳＵＳ４２０Ｊ２相当）及び比較例２（ＳＵＳ４４０Ｃ相当）は、いずれも硬度は高いが、耐食性は低い。
（２）オーステナイト系ステンレス鋼に相当する比較例３（ＳＵＳ３０４相当）及び比較例４（ＳＵＳ３１６相当）は、いずれも耐食性が高い。
（３）従来の析出硬化型ステンレス鋼に相当する比較例５（ＳＵＳ６３０相当）は、マルテンサイト系ステンレス鋼よりも耐食性は高いが、硬度はマルテンサイト系ステンレス鋼に劣る。
（４）比較例６は、Ｓｉ量が多いため、衝撃値が低く、熱間加工性も悪い。
（５）比較例７は、Ｃｕ量が多いため、熱間加工性が悪い。なお、比較例７は、Ｍｎ量が過剰であるが、Ｎｉ含有量が多いため、比較的良好な耐食性を示した。
（６）比較例８は、Ｓｉ／Ｍｏ比が大きいため、熱間加工性が悪い。また、Ｍｎ量が過剰であるため、孔食電位が低下した。
（７）比較例９は、Ｓｉ＋Ｔｉ＋Ｃｏ量が少なく、かつ、Ｓｉ量が少ないため、硬さが低い。
（８）比較例１０は、Ｓｉ＋Ｔｉ＋Ｃｏ量が少なく、かつ、Ｔｉ量が少ないため、硬さが低い。
（９）比較例１１は、Ｔｉを含まないため、硬さが低い。
（５）比較例７は、Ｃｕ量が多いため、熱間加工性が悪い。なお、比較例７は、Ｍｎ量が過剰であるが、Ｎｉ含有量が多いため、比較的良好な耐食性を示した。
（６）比較例８は、Ｓｉ／Ｍｏ比が大きいため、熱間加工性が悪い。また、Ｍｎ量が過剰であるため、孔食電位が低下した。
（７）比較例９は、Ｓｉ＋Ｔｉ＋Ｃｏ量が少なく、かつ、Ｓｉ量が少ないため、硬さが低い。
（８）比較例１０は、Ｓｉ＋Ｔｉ＋Ｃｏ量が少なく、かつ、Ｔｉ量が少ないため、硬さが低い。
（９）比較例１１は、Ｔｉを含まないため、硬さが低い。
（１０）実施例１〜２７は、いずれも塩水噴霧試験の結果が「Ａ」であり、比較例３、４と同程度である。
（１１）実施例１〜２７は、いずれも硬さが比較例１と同等以上であり、耐食性が比較例１より高い。
（１２）実施例１〜２７は、いずれも耐食性が比較例３と同等以上であり、硬さが比較例３より高い。
（１３）実施例１〜２７は、いずれも硬さ及び耐食性が比較例５より優れている。
（１４）実施例１〜２７は、硬さを向上させるための処理（例えば、冷間加工等）が不必要であり、固溶化熱処理及び時効処理のみで優れた硬さ及び耐食性を得ることができる。
（１１）実施例１〜２７は、いずれも硬さが比較例１と同等以上であり、耐食性が比較例１より高い。
（１２）実施例１〜２７は、いずれも耐食性が比較例３と同等以上であり、硬さが比較例３より高い。
（１３）実施例１〜２７は、いずれも硬さ及び耐食性が比較例５より優れている。
（１４）実施例１〜２７は、硬さを向上させるための処理（例えば、冷間加工等）が不必要であり、固溶化熱処理及び時効処理のみで優れた硬さ及び耐食性を得ることができる。
以上、本発明の実施の形態について詳細に説明したが、本発明は、上記実施の形態に何ら限定されるものではなく、本発明の要旨を逸脱しない範囲内で種々の改変が可能である。
本発明に係る析出硬化型ステンレス鋼は、シャフト、軸受、ロールなどに用いることができる。
Claims (8)
- Ｃ≦０．０５ｍａｓｓ％、
０．５≦Ｓｉ＜２．０ｍａｓｓ％、
Ｍｎ≦１．５０ｍａｓｓ％、
２．０≦Ｃｕ≦５．０ｍａｓｓ％、
２．０≦Ｎｉ＜７．０ｍａｓｓ％、
１０．０≦Ｃｒ≦１５．０ｍａｓｓ％、
１．０≦Ｃｏ≦５．０ｍａｓｓ％、
２．０＜Ｍｏ≦５．０ｍａｓｓ％、
０．５＜Ｔｉ≦３．０ｍａｓｓ％、及び、
Ｎ≦０．０５ｍａｓｓ％
を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、
次の（１）式及び（２）式を満たす析出硬化型ステンレス鋼。
Ｓｉ＋Ｔｉ＋Ｃｏ≧４．５ ・・・（１）
Ｓｉ／Ｍｏ≦０．７ ・・・（２） - ０．０００５≦Ｂ≦０．０１ｍａｓｓ％
をさらに含む請求項１に記載の析出硬化型ステンレス鋼。 - １．０≦Ｓｉ＜２．０ｍａｓｓ％
である請求項１又は２に記載の析出硬化型ステンレス鋼。 - ２．０≦Ｃｕ≦３．５ｍａｓｓ％
である請求項１から３までのいずれかに記載の析出硬化型ステンレス鋼。 - ０．０１≦（Ｎｂ、Ｖ、Ｔａ）≦０．５０ｍａｓｓ％
をさらに含む請求項１から４までのいずれかに記載の析出硬化型ステンレス鋼。 - ０．００１≦（Ｚｒ、Ｗ、Ｈｆ、Ｍｇ、Ａｌ、ＲＥＭ）≦０．５０ｍａｓｓ％
をさらに含む請求項１から５までのいずれかに記載の析出硬化型ステンレス鋼。 - ０．０００５≦Ｃａ≦０．０１ｍａｓｓ％
をさらに含む請求項１から６までのいずれかに記載の析出硬化型ステンレス鋼。 - 請求項１から７までのいずれかに記載の析出硬化型ステンレス鋼を９００〜１１００℃で固溶化熱処理し、４５０〜５５０℃で時効処理することにより得られる析出硬化型ステンレス鋼。
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| JP2001107194A (ja) * | 1999-09-29 | 2001-04-17 | Nippon Shirikoroi Kogyo Kk | 析出硬化型ステンレス鋼およびその製品の製造方法 |
| JP2003113449A (ja) * | 2001-10-10 | 2003-04-18 | Nisshin Steel Co Ltd | 耐遅れ破壊性に優れた高強度・高靭性ステンレス鋼板およびその製造方法 |
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