JP2020041208A - 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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Abstract
【課題】適度な強度及び靱性と、高い耐食性とを示す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。【解決手段】析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼は、Ｃ＜０．１０ｍａｓｓ％、０．０１≦Ｓｉ≦０．１０ｍａｓｓ％、０．０１≦Ｍｎ≦０．１０ｍａｓｓ％、Ｐ≦０．０１０ｍａｓｓ％、Ｓ≦０．０１０ｍａｓｓ％、７．５≦Ｎｉ≦１１．０ｍａｓｓ％、１０．０≦Ｃｒ≦１４．０ｍａｓｓ％、１．０≦Ｍｏ≦２．５ｍａｓｓ％、０．００１≦Ｎ≦０．０１０ｍａｓｓ％、０．４０≦Ａｌ≦１．４０ｍａｓｓ％、Ｃｕ＜０．１０ｍａｓｓ％、０．３０≦Ｔｉ≦１．４０ｍａｓｓ％、及び、０≦Ｎｂ≦０．５０ｍａｓｓ％を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、１．００≦[Ａｌ]＋[Ｔｉ]＋[Ｎｂ]≦２．００、４．００≦[Ｎｉ]／([Ａｌ]＋[Ｔｉ]＋[Ｎｂ])≦８．００、８．００≦Ｎｉeq≦１２．００、及び、１６．００≦Ｃｒeq≦２１．００を満たす。【選択図】なし
Description
本発明は、析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼に関し、さらに詳しくは、適度な強度及び靱性を維持しつつ、耐食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。
析出硬化型ステンレス鋼とは、Ｃｒ−Ｎｉ系ステンレス鋼にＡｌ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｔｉなどを少量添加し、熱処理によって母相中に金属間化合物を析出させた鋼をいう。析出硬化型ステンレス鋼は、母相の組織に応じて、マルテンサイト系、セミオーステナイト系、及びオーステナイト系に分類される。
これらの中でも、ＳＵＳ６３０をはじめとする析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼は、耐食性、強度、及び靱性に優れていることから、航空宇宙構造部材などに用いられている。しかしながら、従来の析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼は、強度と靱性のバランスが悪いという問題がある。
これらの中でも、ＳＵＳ６３０をはじめとする析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼は、耐食性、強度、及び靱性に優れていることから、航空宇宙構造部材などに用いられている。しかしながら、従来の析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼は、強度と靱性のバランスが悪いという問題がある。
例えば、ＳＵＳ６３０では、主要な硬化元素としてＣｕを用いているが、比較的低い降伏強度を示す。一方、強度を上昇させるために、硬化元素としてＡｌやＴｉを用いた合金（例えば、ＰＨ１３−８Ｍｏ、Ｃｕｓｔｏｍ４５０など）が設計されてきた。しかし、これらの合金では、高い引張強度（＞１４５０ＭＰａ）を維持しつつ、高衝撃特性を得るのは困難である。
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、
（ａ）質量％で、Ｃ：≦０．２％、７％≦Ｎｉ≦１４％、０％≦Ｃｏ≦３．５％、９．５％≦Ｃｒ≦１４％、０．５％≦Ｍｏ≦３％、０．２５％＜Ａｌ＜１％、及び、０．７５％＜Ｔｉ≦２．５％を含み、残部がＦｅ及び不純物からなり、さらに、
（ｂ）所定の関係式を満足する
析出強化型ステンレス鋼が開示されている。
同文献には、Ｃを低く抑えた析出強化型マルテンサイト系ステンレス鋼にＭｏを添加し、さらに、Ｎｉと化合物を形成するＡｌ及びＴｉの割合及び量を最適化すると、耐食性、引張強さ及び延性を維持しつつ、０．２％耐力を大きく改善できる点が記載されている。
例えば、特許文献１には、
（ａ）質量％で、Ｃ：≦０．２％、７％≦Ｎｉ≦１４％、０％≦Ｃｏ≦３．５％、９．５％≦Ｃｒ≦１４％、０．５％≦Ｍｏ≦３％、０．２５％＜Ａｌ＜１％、及び、０．７５％＜Ｔｉ≦２．５％を含み、残部がＦｅ及び不純物からなり、さらに、
（ｂ）所定の関係式を満足する
析出強化型ステンレス鋼が開示されている。
同文献には、Ｃを低く抑えた析出強化型マルテンサイト系ステンレス鋼にＭｏを添加し、さらに、Ｎｉと化合物を形成するＡｌ及びＴｉの割合及び量を最適化すると、耐食性、引張強さ及び延性を維持しつつ、０．２％耐力を大きく改善できる点が記載されている。
特許文献２には、
（ａ）重量％にて、Ｃｒ：１０〜１９％、Ｎｉ：５．５〜１０％、Ｓｉ：０．４％以下、Ｍｎ：２．０％以下、Ａｌ：１．１０〜２．００％、Ｔｉ：０．５〜２．０％、Ｃ：０．０３％以下、及び、Ｎ：０．０４％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、さらに、
（ｂ）所定の関係式を満たす
マルテンサイト系ステンレス鋼が開示されている。
同文献には、
（ａ）Ａｌ、Ｔｉ、Ｎｉの積極的複合添加により、従来鋼よりも優れた強度が得られる点、及び、
（ｂ）Ｃ、Ｎの低減を行うと共にＳｉ量を限定することにより、加工性が著しく改善される点
が記載されている。
（ａ）重量％にて、Ｃｒ：１０〜１９％、Ｎｉ：５．５〜１０％、Ｓｉ：０．４％以下、Ｍｎ：２．０％以下、Ａｌ：１．１０〜２．００％、Ｔｉ：０．５〜２．０％、Ｃ：０．０３％以下、及び、Ｎ：０．０４％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、さらに、
（ｂ）所定の関係式を満たす
マルテンサイト系ステンレス鋼が開示されている。
同文献には、
（ａ）Ａｌ、Ｔｉ、Ｎｉの積極的複合添加により、従来鋼よりも優れた強度が得られる点、及び、
（ｂ）Ｃ、Ｎの低減を行うと共にＳｉ量を限定することにより、加工性が著しく改善される点
が記載されている。
特許文献３には、
（ａ）組成が重量％において、９％≦Ｃｒ≦１３％、１．５％≦Ｍｏ≦３％、８％≦Ｎｉ≦１４％、１％≦Ａｌ≦２％、Ａｌ＋Ｔｉ≧２．２５％という条件で、０．５％≦Ｔｉ≦１．５％、測定限界値≦Ｃｏ≦２％、Ｍｏ＋（Ｗ／２）≦３％という条件で、測定限界値≦Ｗ≦１％、測定限界値≦Ｐ≦０．０２％、測定限界値≦Ｓ≦０．００５０％、測定限界値≦Ｎ≦０．００６０％、測定限界値≦Ｃ≦０．０２５％、測定限界値≦Ｃｕ≦０．５％、測定限界値≦Ｍｎ≦３％、測定限界値≦Ｓｉ≦０．２５％、測定限界値≦Ｏ≦０．００５０％であり、さらに、
（ｂ）所定の関係式を満たす
マルテンサイトステンレス鋼が開示されている。
同文献には、このようなマルテンサイトステンレス鋼は、耐食性、強度、及び靱性に優れている点が記載されている。
（ａ）組成が重量％において、９％≦Ｃｒ≦１３％、１．５％≦Ｍｏ≦３％、８％≦Ｎｉ≦１４％、１％≦Ａｌ≦２％、Ａｌ＋Ｔｉ≧２．２５％という条件で、０．５％≦Ｔｉ≦１．５％、測定限界値≦Ｃｏ≦２％、Ｍｏ＋（Ｗ／２）≦３％という条件で、測定限界値≦Ｗ≦１％、測定限界値≦Ｐ≦０．０２％、測定限界値≦Ｓ≦０．００５０％、測定限界値≦Ｎ≦０．００６０％、測定限界値≦Ｃ≦０．０２５％、測定限界値≦Ｃｕ≦０．５％、測定限界値≦Ｍｎ≦３％、測定限界値≦Ｓｉ≦０．２５％、測定限界値≦Ｏ≦０．００５０％であり、さらに、
（ｂ）所定の関係式を満たす
マルテンサイトステンレス鋼が開示されている。
同文献には、このようなマルテンサイトステンレス鋼は、耐食性、強度、及び靱性に優れている点が記載されている。
特許文献４には、質量で、０.１％以下のＣ、０.１％以下のＮ、９.０％以上１４.０％以下のＣｒ、９.０％以上１４.０％以下のＮｉ、０.５％以上２.５％以下のＭｏ、０.５％以下のＳｉ、１.０％以下のＭｎ、０.２５％以上１.７５％以下のＴｉ、及び、０.２５％以上１.７５％以下のＡｌを含み、残部がＦｅおよび不可避不純物である析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼が開示されている。
同文献には、このような析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼は、組織の安定性、強度、靭性、耐食性、及び生産性に優れている点が記載されている。
同文献には、このような析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼は、組織の安定性、強度、靭性、耐食性、及び生産性に優れている点が記載されている。
特許文献５には、
（ａ）重量パーセントで、微量≦Ｃ≦０．０３％、微量≦Ｓｉ≦０．２５％、微量≦Ｍｎ≦０．２５％、微量≦Ｓ≦０．０２０％、微量≦Ｐ≦０．０４０％、８％≦Ｎｉ≦１４％、８％≦Ｃｒ≦１４％、１．５％≦Ｍｏ＋Ｗ／２≦３．０％、１．０％≦Ａｌ≦２．０％、０．５％≦Ｔｉ≦２．０％、２％≦Ｃｏ≦９％、微量≦Ｎ≦０．０３０％、及び、微量≦Ｏ≦０．０２０％を含み、残部が鉄及び不純物からなり、さらに、
（ｂ）所定の関係式を満たす
マルテンサイトステンレス鋼が開示されている。
同文献には、このようなマルテンサイトステンレス鋼は、高い機械的強度特性及び靱性、並びに、高い耐腐食性を有する点が記載されている。
（ａ）重量パーセントで、微量≦Ｃ≦０．０３％、微量≦Ｓｉ≦０．２５％、微量≦Ｍｎ≦０．２５％、微量≦Ｓ≦０．０２０％、微量≦Ｐ≦０．０４０％、８％≦Ｎｉ≦１４％、８％≦Ｃｒ≦１４％、１．５％≦Ｍｏ＋Ｗ／２≦３．０％、１．０％≦Ａｌ≦２．０％、０．５％≦Ｔｉ≦２．０％、２％≦Ｃｏ≦９％、微量≦Ｎ≦０．０３０％、及び、微量≦Ｏ≦０．０２０％を含み、残部が鉄及び不純物からなり、さらに、
（ｂ）所定の関係式を満たす
マルテンサイトステンレス鋼が開示されている。
同文献には、このようなマルテンサイトステンレス鋼は、高い機械的強度特性及び靱性、並びに、高い耐腐食性を有する点が記載されている。
特許文献６には、
（ａ）質量で、０.１％以下のＣ、０.１％以下のＮ、９.０％以上１４.０％以下のＣｒ、９.０％以上１４.０％以下のＮｉ、０.５％以上２.５％以下のＭｏ、０.５％以下のＳｉ、１.０％以下のＭｎ、０.２５％以上１.７５％以下のＴｉ、０.２５％以上１.７５％以下のＡｌを含み残部がＦｅおよび不可避不純物からなる析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼製の蒸気タービン低圧最終段長翼を具備し、
（ｂ）所定の組成を有するディスクを、低合金鋼からなるタービンロータの最終段部に接合した
蒸気タービンロータが開示されている。
同文献には、このような方法により、高効率大容量の蒸気タービンを製造することができる点が記載されている。
（ａ）質量で、０.１％以下のＣ、０.１％以下のＮ、９.０％以上１４.０％以下のＣｒ、９.０％以上１４.０％以下のＮｉ、０.５％以上２.５％以下のＭｏ、０.５％以下のＳｉ、１.０％以下のＭｎ、０.２５％以上１.７５％以下のＴｉ、０.２５％以上１.７５％以下のＡｌを含み残部がＦｅおよび不可避不純物からなる析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼製の蒸気タービン低圧最終段長翼を具備し、
（ｂ）所定の組成を有するディスクを、低合金鋼からなるタービンロータの最終段部に接合した
蒸気タービンロータが開示されている。
同文献には、このような方法により、高効率大容量の蒸気タービンを製造することができる点が記載されている。
さらに、特許文献７には、
（ａ）質量％で、Ｃ：０．０２〜０．１０％、Ｓｉ：≦０．２５％、Ｍｎ：０．００１〜０．１０％、Ｐ：≦０．０１０％、Ｓ：≦０．０１０％、Ｎｉ：８．５〜１０．０％、Ｃｒ：１０．５〜１３．０％、Ｍｏ：２．０〜２．５％、Ｎ：０．００１〜０．０１０％、Ａｌ：１．１５〜１．５０％、Ｃｕ：＜０．１０％、及び、Ｔｉ：≦０．２０％を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、さらに、
（ｂ）所定の関係式を満たす
蒸気タービンブレード用鋼が開示されている。
同文献には、このような蒸気タービンブレード用鋼は、１４５０ＭＰａ以上の０．２％耐力と、１５Ｊ以上のシャルピー衝撃特性を両立できる点が記載されている。
（ａ）質量％で、Ｃ：０．０２〜０．１０％、Ｓｉ：≦０．２５％、Ｍｎ：０．００１〜０．１０％、Ｐ：≦０．０１０％、Ｓ：≦０．０１０％、Ｎｉ：８．５〜１０．０％、Ｃｒ：１０．５〜１３．０％、Ｍｏ：２．０〜２．５％、Ｎ：０．００１〜０．０１０％、Ａｌ：１．１５〜１．５０％、Ｃｕ：＜０．１０％、及び、Ｔｉ：≦０．２０％を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、さらに、
（ｂ）所定の関係式を満たす
蒸気タービンブレード用鋼が開示されている。
同文献には、このような蒸気タービンブレード用鋼は、１４５０ＭＰａ以上の０．２％耐力と、１５Ｊ以上のシャルピー衝撃特性を両立できる点が記載されている。
析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼は、今後さらなる強度と靱性のバランスが必要とされる。例えば、航空機部材や高強度ファスナーなどには、引張強度≧１５５０ＭＰａ、衝撃値≧３０Ｊ／ｃｍ2が求められている。
析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼において、強度は、析出物の種類及び量の影響を受ける。特に、昨今の析出硬化型ステンレス鋼では、金属間化合物を高強度化に積極的に利用している。一方、靱性もまた、析出物の種類及び量が関係していると推定されているが、詳細は明らかにされていない。そのため、析出硬化型ステンレス鋼において、単に強化元素を過剰に添加すると、強度特性の向上は得られるものの、靱性の著しい低下を伴うという問題がある。
さらに、航空宇宙部材などでは、強度、靱性、及び耐食性に優れていることが求められている。しかしながら、適度な強度及び靱性を維持しつつ、高い耐食性を示す析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼が提案された例は、従来にはない。
析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼において、強度は、析出物の種類及び量の影響を受ける。特に、昨今の析出硬化型ステンレス鋼では、金属間化合物を高強度化に積極的に利用している。一方、靱性もまた、析出物の種類及び量が関係していると推定されているが、詳細は明らかにされていない。そのため、析出硬化型ステンレス鋼において、単に強化元素を過剰に添加すると、強度特性の向上は得られるものの、靱性の著しい低下を伴うという問題がある。
さらに、航空宇宙部材などでは、強度、靱性、及び耐食性に優れていることが求められている。しかしながら、適度な強度及び靱性を維持しつつ、高い耐食性を示す析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼が提案された例は、従来にはない。
本発明が解決しようとする課題は、適度な強度及び靱性を維持しつつ、高い耐食性を示す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マルテンサイト系ステンレス鋼は、以下の構成を備えていることを要旨とする。
（１）前記析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼は、
Ｃ＜０．１０ｍａｓｓ％、
０．０１≦Ｓｉ≦０．１０ｍａｓｓ％、
０．０１≦Ｍｎ≦０．１０ｍａｓｓ％、
Ｐ≦０．０１０ｍａｓｓ％、
Ｓ≦０．０１０ｍａｓｓ％、
７．５≦Ｎｉ≦１１．０ｍａｓｓ％、
１０．０≦Ｃｒ≦１４．０ｍａｓｓ％、
１．０≦Ｍｏ≦２．５ｍａｓｓ％、
０．００１≦Ｎ≦０．０１０ｍａｓｓ％、
０．４０≦Ａｌ≦１．４０ｍａｓｓ％、
Ｃｕ＜０．１０ｍａｓｓ％、
０．３０≦Ｔｉ≦１．４０ｍａｓｓ％、及び、
０≦Ｎｂ＜０．５０ｍａｓｓ％
を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる。
（２）前記析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼は、次の式（１）〜式（４）の関係を満たす。
１．００≦[Ａｌ]＋[Ｔｉ]＋[Ｎｂ]≦２．００ …（１）
４．００≦[Ｎｉ]／([Ａｌ]＋[Ｔｉ]＋[Ｎｂ])≦８．００ …（２）
８．００≦Ｎｉeq≦１２．００ …（３）
１６．００≦Ｃｒeq≦２１．００ …（４）
但し、
Ｎｉeq＝[Ｎｉ]＋０．１１[Ｍｎ]−０．００８６[Ｍｎ]2＋０．４４[Ｃｕ]＋１８．４[Ｎ]＋２４．５[Ｃ]、
Ｃｒeq＝[Ｃｒ]＋１．２１[Ｍｏ]＋０．４８[Ｓｉ]＋２．２[Ｔｉ]＋２．４８[Ａｌ]、
[Ｘ]は、元素Ｘの含有量（ｍａｓｓ％）を表す。
（１）前記析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼は、
Ｃ＜０．１０ｍａｓｓ％、
０．０１≦Ｓｉ≦０．１０ｍａｓｓ％、
０．０１≦Ｍｎ≦０．１０ｍａｓｓ％、
Ｐ≦０．０１０ｍａｓｓ％、
Ｓ≦０．０１０ｍａｓｓ％、
７．５≦Ｎｉ≦１１．０ｍａｓｓ％、
１０．０≦Ｃｒ≦１４．０ｍａｓｓ％、
１．０≦Ｍｏ≦２．５ｍａｓｓ％、
０．００１≦Ｎ≦０．０１０ｍａｓｓ％、
０．４０≦Ａｌ≦１．４０ｍａｓｓ％、
Ｃｕ＜０．１０ｍａｓｓ％、
０．３０≦Ｔｉ≦１．４０ｍａｓｓ％、及び、
０≦Ｎｂ＜０．５０ｍａｓｓ％
を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる。
（２）前記析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼は、次の式（１）〜式（４）の関係を満たす。
１．００≦[Ａｌ]＋[Ｔｉ]＋[Ｎｂ]≦２．００ …（１）
４．００≦[Ｎｉ]／([Ａｌ]＋[Ｔｉ]＋[Ｎｂ])≦８．００ …（２）
８．００≦Ｎｉeq≦１２．００ …（３）
１６．００≦Ｃｒeq≦２１．００ …（４）
但し、
Ｎｉeq＝[Ｎｉ]＋０．１１[Ｍｎ]−０．００８６[Ｍｎ]2＋０．４４[Ｃｕ]＋１８．４[Ｎ]＋２４．５[Ｃ]、
Ｃｒeq＝[Ｃｒ]＋１．２１[Ｍｏ]＋０．４８[Ｓｉ]＋２．２[Ｔｉ]＋２．４８[Ａｌ]、
[Ｘ]は、元素Ｘの含有量（ｍａｓｓ％）を表す。
析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼において、Ｃｒ量及びＮｉ量を最適化すると、母相の高い耐食性を維持したまま、母相の強度及び靱性を適度に向上させることができる。さらに、Ｃｒ量及びＮｉ量が最適化された析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼に対し、適量のＡｌ及び適量のＴｉを同時に添加すると、高い耐食性を維持したまま、強度と靱性をさらに向上させることができる。これは、Ｂ２相（ＮｉＡｌ）と、η相（Ｎｉ3Ｔｉ）の２相による複合強化によると考えられる。
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． 析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼］
［１．１． 主構成元素］
本発明に係る析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼は、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． 析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼］
［１．１． 主構成元素］
本発明に係る析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼は、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＜０．１０ｍａｓｓ％：
Ｃは、Ｍ2Ｘ型炭窒化物を析出して母材の強度向上に寄与する。また、Ｃは、旧オーステナイト粒径の微細化にも寄与する。しかしながら、Ｃ量が過剰になると、Ｍ2Ｘ炭窒化物が多量に析出するために、固溶温度を上げる必要が生じる。そのため、固溶化時にオーステナイト粒が粗大化し、特性バラツキの原因となる。また、時効処理時に(Ｃｒ,Ｍｏ)系炭化物が過剰に析出し、靱性及び耐食性を低下させる。さらに、マルテンサイト変態開始温度（Ｍs点）が低下し、オーステナイト相を安定化させる。従って、Ｃ量は、０．１０ｍａｓｓ％未満である必要がある。Ｃ量は、好ましくは、０．０８ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、０．０５ｍａｓｓ％以下である。
Ｃは、Ｍ2Ｘ型炭窒化物を析出して母材の強度向上に寄与する。また、Ｃは、旧オーステナイト粒径の微細化にも寄与する。しかしながら、Ｃ量が過剰になると、Ｍ2Ｘ炭窒化物が多量に析出するために、固溶温度を上げる必要が生じる。そのため、固溶化時にオーステナイト粒が粗大化し、特性バラツキの原因となる。また、時効処理時に(Ｃｒ,Ｍｏ)系炭化物が過剰に析出し、靱性及び耐食性を低下させる。さらに、マルテンサイト変態開始温度（Ｍs点）が低下し、オーステナイト相を安定化させる。従って、Ｃ量は、０．１０ｍａｓｓ％未満である必要がある。Ｃ量は、好ましくは、０．０８ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、０．０５ｍａｓｓ％以下である。
（２） ０．０１≦Ｓｉ≦０．１０ｍａｓｓ％：
Ｓｉは、脱酸剤として作用する。Ｓｉ量が少なすぎると、溶解時の脱酸が不十分となり、清浄度が低下する。従って、Ｓｉ量は、０．０１ｍａｓｓ％以上である必要がある。
一方、Ｓｉ量が過剰になると、酸化物系介在物が形成され、靱性が低下する。従って、Ｓｉ量は、０．１０ｍａｓｓ％以下である必要がある。
Ｓｉは、脱酸剤として作用する。Ｓｉ量が少なすぎると、溶解時の脱酸が不十分となり、清浄度が低下する。従って、Ｓｉ量は、０．０１ｍａｓｓ％以上である必要がある。
一方、Ｓｉ量が過剰になると、酸化物系介在物が形成され、靱性が低下する。従って、Ｓｉ量は、０．１０ｍａｓｓ％以下である必要がある。
（３） ０．０１≦Ｍｎ≦０．１０ｍａｓｓ％：
Ｍｎは、Ｓの粒界偏析を抑制する効果がある。このような効果を得るためには、Ｍｎ量は、０．０１ｍａｓｓ％以上である必要がある。
一方、Ｍｎ量が過剰になると、硫化物が増加し、靱性が低下する。従って、Ｍｎ量は、０．１０ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｍｎ量は、好ましくは、０．０５ｍａｓｓ％以下である。
Ｍｎは、Ｓの粒界偏析を抑制する効果がある。このような効果を得るためには、Ｍｎ量は、０．０１ｍａｓｓ％以上である必要がある。
一方、Ｍｎ量が過剰になると、硫化物が増加し、靱性が低下する。従って、Ｍｎ量は、０．１０ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｍｎ量は、好ましくは、０．０５ｍａｓｓ％以下である。
（４） Ｐ≦０．０１０ｍａｓｓ％：
Ｐは、粒界に偏析し、熱間加工性を低下させる。従って、Ｐ量は、０．０１０ｍａｓｓ％以下である必要がある。
Ｐは、粒界に偏析し、熱間加工性を低下させる。従って、Ｐ量は、０．０１０ｍａｓｓ％以下である必要がある。
（５） Ｓ≦０．０１０ｍａｓｓ％：
Ｓは、粒界に偏析し、熱間加工性を低下させる。また、Ｓは、Ｔｉと結合し、硫化物系介在物を形成する。従って、Ｓ量は、０．０１０ｍａｓｓ％以下である必要がある。
Ｓは、粒界に偏析し、熱間加工性を低下させる。また、Ｓは、Ｔｉと結合し、硫化物系介在物を形成する。従って、Ｓ量は、０．０１０ｍａｓｓ％以下である必要がある。
（６） ７．５≦Ｎｉ≦１１．０ｍａｓｓ％：
Ｎｉは、ＮｉＡｌ、Ｎｉ3(Ａｌ,Ｔｉ)などの金属間化合物相を析出させ、母材の強度向上に寄与する重要な元素である。また、Ｎｉは、δフェライト相の形成を抑制する作用がある。さらに、Ｎｉは、母相の延性脆性遷移温度（ductile-brittle transition temperature, DBTT）を下げ、常温での靱性向上に寄与する。このような効果を得るためには、Ｎｉ量は、７．５ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｎｉ量は、好ましくは、８．０ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｎｉ量が過剰になると、Ｍs点が低下する。そのため、残留オーステナイトが増加し、強度が低下する。従って、Ｎｉ量は、１１．０ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｎｉ量は、好ましくは、１０．０ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、９．０ｍａｓｓ％以下である。
Ｎｉは、ＮｉＡｌ、Ｎｉ3(Ａｌ,Ｔｉ)などの金属間化合物相を析出させ、母材の強度向上に寄与する重要な元素である。また、Ｎｉは、δフェライト相の形成を抑制する作用がある。さらに、Ｎｉは、母相の延性脆性遷移温度（ductile-brittle transition temperature, DBTT）を下げ、常温での靱性向上に寄与する。このような効果を得るためには、Ｎｉ量は、７．５ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｎｉ量は、好ましくは、８．０ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｎｉ量が過剰になると、Ｍs点が低下する。そのため、残留オーステナイトが増加し、強度が低下する。従って、Ｎｉ量は、１１．０ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｎｉ量は、好ましくは、１０．０ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、９．０ｍａｓｓ％以下である。
（７） １０．０≦Ｃｒ≦１４．０ｍａｓｓ％：
Ｃｒは、耐食性を確保するために必要な元素である。また、Ｃｒ量が少ないと、Ｍ2Ｘ型炭窒化物よりも粗大なＭ23Ｃ6型炭化物が安定化し、０．２％耐力が低下する。従って、Ｃｒ量は、１０．０ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｃｒ量は、好ましくは、１１．０ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは、１２．０ｍａｓｓ％以上である。
Ｃｒは、耐食性を確保するために必要な元素である。また、Ｃｒ量が少ないと、Ｍ2Ｘ型炭窒化物よりも粗大なＭ23Ｃ6型炭化物が安定化し、０．２％耐力が低下する。従って、Ｃｒ量は、１０．０ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｃｒ量は、好ましくは、１１．０ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは、１２．０ｍａｓｓ％以上である。
Ｃｒはまた、Ｍs点の調整に寄与し、Ｃｒ量が少なくなるほど、Ｍs点が高くなる。そのため、Ｃｒ量が少なくなるほど、固溶化熱処理後又はサブゼロ処理後の残留オーステナイトが少なくなる。また、これによって、微細組織の均質性が改善され、０．２％耐力が向上する。
逆に、Ｃｒ量が多くなるほど、Ｍs点が下がるために、残留オーステナイト量が増加する。また、Ｃｒ量が過剰になると、時効処理前の残留オーステナイト量が過剰になり、０．２％耐力が低下する。さらに、Ｃｒ量が過剰になると、δフェライト相が形成されやすくなる。従って、Ｃｒ量は、１４．０ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｃｒ量は、好ましくは、１３．５ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、１３．０ｍａｓｓ％以下である。
逆に、Ｃｒ量が多くなるほど、Ｍs点が下がるために、残留オーステナイト量が増加する。また、Ｃｒ量が過剰になると、時効処理前の残留オーステナイト量が過剰になり、０．２％耐力が低下する。さらに、Ｃｒ量が過剰になると、δフェライト相が形成されやすくなる。従って、Ｃｒ量は、１４．０ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｃｒ量は、好ましくは、１３．５ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、１３．０ｍａｓｓ％以下である。
（８） １．０≦Ｍｏ≦２．５ｍａｓｓ％：
Ｍｏは、耐食性の向上に寄与する。また、Ｍｏは、Ｍ2Ｘ型炭窒化物を析出させ、母材の強度向上に寄与する。さらに、Ｍｏは、旧オーステナイト粒径の微細化にも寄与する。このような効果を得るためには、Ｍｏ量は、１．０ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｍｏ量は、好ましくは、１．５ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは、２．０ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｍｏ量が過剰になると、Ｍ2Ｘ型炭窒化物が多量に析出するために、固溶温度を上げる必要が生じる。そのため、固溶化時にオーステナイト粒が粗大化し、特性バラツキの原因となる。さらに、Ｍｏ量が過剰になると、δフェライト相が形成されやすくなる。従って、Ｍｏ量は、２．５ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｍｏ量は、好ましくは、２．４ｍａｓｓ％以下である。
Ｍｏは、耐食性の向上に寄与する。また、Ｍｏは、Ｍ2Ｘ型炭窒化物を析出させ、母材の強度向上に寄与する。さらに、Ｍｏは、旧オーステナイト粒径の微細化にも寄与する。このような効果を得るためには、Ｍｏ量は、１．０ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｍｏ量は、好ましくは、１．５ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは、２．０ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｍｏ量が過剰になると、Ｍ2Ｘ型炭窒化物が多量に析出するために、固溶温度を上げる必要が生じる。そのため、固溶化時にオーステナイト粒が粗大化し、特性バラツキの原因となる。さらに、Ｍｏ量が過剰になると、δフェライト相が形成されやすくなる。従って、Ｍｏ量は、２．５ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｍｏ量は、好ましくは、２．４ｍａｓｓ％以下である。
（９） ０．００１≦Ｎ≦０．０１０ｍａｓｓ％：
Ｎは、Ｍ2Ｘ型炭窒化物に含まれる。しかし、Ｎは、強化元素として添加しているＡｌと結合して窒化物を形成し、靱性を低下させる。また、Ｎは、Ｍs点を低下させ、オーステナイトを安定化させる。従って、Ｎ量は、０．０１０ｍａｓｓ％以下である必要がある。
一方、Ｎ量を必要以上に低減しても、強度や靱性に与える影響は少なく、むしろ製造コストを上昇させる原因となる。従って、Ｎ量は、０．００１ｍａｓｓ％以上である必要がある。
Ｎは、Ｍ2Ｘ型炭窒化物に含まれる。しかし、Ｎは、強化元素として添加しているＡｌと結合して窒化物を形成し、靱性を低下させる。また、Ｎは、Ｍs点を低下させ、オーステナイトを安定化させる。従って、Ｎ量は、０．０１０ｍａｓｓ％以下である必要がある。
一方、Ｎ量を必要以上に低減しても、強度や靱性に与える影響は少なく、むしろ製造コストを上昇させる原因となる。従って、Ｎ量は、０．００１ｍａｓｓ％以上である必要がある。
（１０） ０．４０≦Ａｌ≦１．４０ｍａｓｓ％：
Ａｌは、Ｎｉと金属間化合物（２〜５ｎｍの球状ＮｉＡｌ）を形成する重要な元素であり、母材の強度向上に寄与する。また、Ａｌは、脱酸元素としても機能する。このような効果を得るためには、Ａｌ量は、０．４０ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ａｌ量は、好ましくは、０．５０ｍａｓｓ％以上であり、さらに好ましくは、０．６０ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ａｌ量が過剰になると、靱性が低下する。また、Ａｌ量が過剰になると、δフェライト相が形成されやすくなる。従って、Ａｌ量は、１．４０ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ａｌ量は、好ましくは、１．３５ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、１．３０ｍａｓｓ％以下である。
Ａｌは、Ｎｉと金属間化合物（２〜５ｎｍの球状ＮｉＡｌ）を形成する重要な元素であり、母材の強度向上に寄与する。また、Ａｌは、脱酸元素としても機能する。このような効果を得るためには、Ａｌ量は、０．４０ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ａｌ量は、好ましくは、０．５０ｍａｓｓ％以上であり、さらに好ましくは、０．６０ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ａｌ量が過剰になると、靱性が低下する。また、Ａｌ量が過剰になると、δフェライト相が形成されやすくなる。従って、Ａｌ量は、１．４０ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ａｌ量は、好ましくは、１．３５ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、１．３０ｍａｓｓ％以下である。
（１１） Ｃｕ＜０．１０ｍａｓｓ％：
Ｃｕは、微量であれば、靱性を大きく損なうことなく、強度を向上させる効果がある。しかし、Ｃｕ量が過剰になると、靱性及び熱間加工性が低下する。従って、Ｃｕ量は、０．１０ｍａｓｓ％未満である必要がある。
Ｃｕは、微量であれば、靱性を大きく損なうことなく、強度を向上させる効果がある。しかし、Ｃｕ量が過剰になると、靱性及び熱間加工性が低下する。従って、Ｃｕ量は、０．１０ｍａｓｓ％未満である必要がある。
（１２） ０．３０≦Ｔｉ≦１．４０ｍａｓｓ％：
Ｔｉは、Ａｌと同様に、Ｎｉと金属間化合物（幅２〜５ｎｍ、長さ数十ｎｍ程度の棒状Ｎｉ3Ｔｉ）を形成する重要な元素であり、母材の強度向上に寄与する。また、Ｔｉ量が十分であると、Ｎｉ3Ｔｉ析出物により粒界が被覆される。その結果、粒界強度が向上し、靱性の向上に寄与する。このような効果を得るためには、Ｔｉ量は、０．３０ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｔｉ量は、好ましくは、０．５０ｍａｓｓ％以上であり、さらに好ましくは、０．６０ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｔｉ量が過剰になると、介在物が増加し、靱性を低下させる。また、Ｔｉ量が過剰になると、δフェライト相が形成されやすくなる。従って、Ｔｉ量は、１．４０ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｔｉ量は、好ましくは、１．３５ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、１．３０ｍａｓｓ％以下である。
Ｔｉは、Ａｌと同様に、Ｎｉと金属間化合物（幅２〜５ｎｍ、長さ数十ｎｍ程度の棒状Ｎｉ3Ｔｉ）を形成する重要な元素であり、母材の強度向上に寄与する。また、Ｔｉ量が十分であると、Ｎｉ3Ｔｉ析出物により粒界が被覆される。その結果、粒界強度が向上し、靱性の向上に寄与する。このような効果を得るためには、Ｔｉ量は、０．３０ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｔｉ量は、好ましくは、０．５０ｍａｓｓ％以上であり、さらに好ましくは、０．６０ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｔｉ量が過剰になると、介在物が増加し、靱性を低下させる。また、Ｔｉ量が過剰になると、δフェライト相が形成されやすくなる。従って、Ｔｉ量は、１．４０ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｔｉ量は、好ましくは、１．３５ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、１．３０ｍａｓｓ％以下である。
（１３） ０≦Ｎｂ＜０．５０ｍａｓｓ％：
Ｎｂは、Ａｌ及びＴｉと同様に、Ｎｉと金属間化合物（ＮｉＡｌやＮｉ3(Ａｌ,Ｔｉ)中のＡｌやＴｉの一部がＮｂで置換された、Ｎｉ(Ａｌ,Ｎｂ)、Ｎｉ3(Ａｌ,Ｔｉ,Ｎｂ)など）を形成し、母材の強度向上に寄与する。また、Ｎｂは、炭窒化物を形成し、結晶粒の微細化に寄与する。そのため、Ｎｂは、必要に応じて添加することができる。
一方、Ｎｂ量が過剰になると、炭窒化物が増加し、靱性を低下させる。また、Ｎｂ量が過剰になると、δフェライト相が形成されやすくなる。従って、Ｎｂ量は、０．５０ｍａｓｓ％未満である必要がある。Ｎｂ量は、好ましくは、０．４０ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、０．３０ｍａｓｓ％以下である。
Ｎｂは、Ａｌ及びＴｉと同様に、Ｎｉと金属間化合物（ＮｉＡｌやＮｉ3(Ａｌ,Ｔｉ)中のＡｌやＴｉの一部がＮｂで置換された、Ｎｉ(Ａｌ,Ｎｂ)、Ｎｉ3(Ａｌ,Ｔｉ,Ｎｂ)など）を形成し、母材の強度向上に寄与する。また、Ｎｂは、炭窒化物を形成し、結晶粒の微細化に寄与する。そのため、Ｎｂは、必要に応じて添加することができる。
一方、Ｎｂ量が過剰になると、炭窒化物が増加し、靱性を低下させる。また、Ｎｂ量が過剰になると、δフェライト相が形成されやすくなる。従って、Ｎｂ量は、０．５０ｍａｓｓ％未満である必要がある。Ｎｂ量は、好ましくは、０．４０ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、０．３０ｍａｓｓ％以下である。
［１．２． 成分バランス］
本発明に係る析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼は、主構成元素が上述した範囲にあることに加えて、次の式（１）〜式（４）の関係を満たす。
１．００≦[Ａｌ]＋[Ｔｉ]＋[Ｎｂ]≦２．００ …（１）
４．００≦[Ｎｉ]／([Ａｌ]＋[Ｔｉ]＋[Ｎｂ])≦８．００ …（２）
８．００≦Ｎｉeq≦１１．００ …（３）
１６．００≦Ｃｒeq≦２１．００ …（４）
但し、
Ｎｉeq＝[Ｎｉ]＋０．１１[Ｍｎ]−０．００８６[Ｍｎ]2＋０．４４[Ｃｕ]＋１８．４[Ｎ]＋２４．５[Ｃ]、
Ｃｒeq＝[Ｃｒ]＋１．２１[Ｍｏ]＋０．４８[Ｓｉ]＋２．２[Ｔｉ]＋２．４８[Ａｌ]、
[Ｘ]は、元素Ｘの含有量（ｍａｓｓ％）を表す。
本発明に係る析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼は、主構成元素が上述した範囲にあることに加えて、次の式（１）〜式（４）の関係を満たす。
１．００≦[Ａｌ]＋[Ｔｉ]＋[Ｎｂ]≦２．００ …（１）
４．００≦[Ｎｉ]／([Ａｌ]＋[Ｔｉ]＋[Ｎｂ])≦８．００ …（２）
８．００≦Ｎｉeq≦１１．００ …（３）
１６．００≦Ｃｒeq≦２１．００ …（４）
但し、
Ｎｉeq＝[Ｎｉ]＋０．１１[Ｍｎ]−０．００８６[Ｍｎ]2＋０．４４[Ｃｕ]＋１８．４[Ｎ]＋２４．５[Ｃ]、
Ｃｒeq＝[Ｃｒ]＋１．２１[Ｍｏ]＋０．４８[Ｓｉ]＋２．２[Ｔｉ]＋２．４８[Ａｌ]、
[Ｘ]は、元素Ｘの含有量（ｍａｓｓ％）を表す。
［１．２．１． 式（１）］
式（１）は、Ａｌ、Ｔｉ、及びＮｂの総量の範囲を表す。これらの元素の総量が多くなるほど、Ｂ２相（ＮｉＡｌ）、η相（Ｎｉ3(Ａｌ,Ｔｉ)、Ｎｉ3(Ａｌ,Ｔｉ,Ｎｂ)）などの金属間化合物の析出量が増加し、強度向上に寄与する。また、ＡｌとＴｉを複合添加することで、Ｂ２相及びη相の双方の析出物が形成され、強度及び靱性の向上に寄与する。このような効果を得るためには、これらの元素の総量は、１．００ｍａｓｓ％以上である必要がある。総量は、好ましくは、１．１０ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは、１．２０ｍａｓｓ％以上である。
一方、これらの元素の総量が過剰になると、金属間化合物が過剰に析出し、あるいは、δフェライト相が形成されやすくなるために、特性劣化の原因となる。従って、これらの元素の総量は、２．００ｍａｓｓ％以下である必要がある。総量は、好ましくは、１．９０ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、１．８５ｍａｓｓ％以下である。
式（１）は、Ａｌ、Ｔｉ、及びＮｂの総量の範囲を表す。これらの元素の総量が多くなるほど、Ｂ２相（ＮｉＡｌ）、η相（Ｎｉ3(Ａｌ,Ｔｉ)、Ｎｉ3(Ａｌ,Ｔｉ,Ｎｂ)）などの金属間化合物の析出量が増加し、強度向上に寄与する。また、ＡｌとＴｉを複合添加することで、Ｂ２相及びη相の双方の析出物が形成され、強度及び靱性の向上に寄与する。このような効果を得るためには、これらの元素の総量は、１．００ｍａｓｓ％以上である必要がある。総量は、好ましくは、１．１０ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは、１．２０ｍａｓｓ％以上である。
一方、これらの元素の総量が過剰になると、金属間化合物が過剰に析出し、あるいは、δフェライト相が形成されやすくなるために、特性劣化の原因となる。従って、これらの元素の総量は、２．００ｍａｓｓ％以下である必要がある。総量は、好ましくは、１．９０ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、１．８５ｍａｓｓ％以下である。
［１．２．２． 式（２）］
式（２）は、Ａｌ、Ｔｉ、Ｎｂの総量に対するＮｉ量の比（以下、単に「Ｎｉ比」ともいう）の範囲を表す。Ｎｉ比が小さくなりすぎると、金属間化合物相（Ｂ２相、η相）の析出量が過剰となったり、母相の強度が不足したりして、靱性が低下する。強度と靱性を両立させるためには、Ｎｉ比は、４．００以上である必要がある。Ｎｉ比は、好ましくは、４．５０以上である。
一方、Ｎｉ比が過剰になると、残留オーステナイト量の増大が著しくなり、ＣｒやＭｏを低減しても残留オーステナイト量を低減することが困難となる。従って、Ｎｉ比は、８．００以下である必要がある。Ｎｉ比は、好ましくは、７．５０以下、さらに好ましくは、７．００以下である。
式（２）は、Ａｌ、Ｔｉ、Ｎｂの総量に対するＮｉ量の比（以下、単に「Ｎｉ比」ともいう）の範囲を表す。Ｎｉ比が小さくなりすぎると、金属間化合物相（Ｂ２相、η相）の析出量が過剰となったり、母相の強度が不足したりして、靱性が低下する。強度と靱性を両立させるためには、Ｎｉ比は、４．００以上である必要がある。Ｎｉ比は、好ましくは、４．５０以上である。
一方、Ｎｉ比が過剰になると、残留オーステナイト量の増大が著しくなり、ＣｒやＭｏを低減しても残留オーステナイト量を低減することが困難となる。従って、Ｎｉ比は、８．００以下である必要がある。Ｎｉ比は、好ましくは、７．５０以下、さらに好ましくは、７．００以下である。
［１．２．３． 式（３）、式（４）］
式（３）は、Ｎｉ当量（Ｎｉeq）の範囲を表す。式（４）は、Ｃｒ当量（Ｃｒeq）の範囲を表す。Ｎｉeq及びＣｒeqの組み合わせを最適化すると、均質化熱処理後（〜１２４０℃）にδフェライト相が残留するのが抑制され、かつ、時効処理前（固溶化熱処理後及びサブゼロ処理後）の残留オーステナイトが少なくなる（すなわち、生成マルテンサイトが多くなる）。その結果、鋼を高強度化することができる。
式（３）は、Ｎｉ当量（Ｎｉeq）の範囲を表す。式（４）は、Ｃｒ当量（Ｃｒeq）の範囲を表す。Ｎｉeq及びＣｒeqの組み合わせを最適化すると、均質化熱処理後（〜１２４０℃）にδフェライト相が残留するのが抑制され、かつ、時効処理前（固溶化熱処理後及びサブゼロ処理後）の残留オーステナイトが少なくなる（すなわち、生成マルテンサイトが多くなる）。その結果、鋼を高強度化することができる。
［Ａ． Ｎｉ当量］
優れた耐食性を得るために必要なＣｒeqにおいて、さらに適度な強度及び靱性を得るためには、Ｎｉeqは、８．００以上である必要がある。Ｎｉeqは、好ましくは、８．５０以上である。
一方、後述するＣｒeqにおいて、Ｎｉeqが過剰になると、時効処理前の残留オーステナイトが増大し、強度が低下する。従って、Ｎｉeqは、１２．００以下である必要がある。Ｎｉeqは、好ましくは、１１．００以下、さらに好ましくは、９．５０以下である。
優れた耐食性を得るために必要なＣｒeqにおいて、さらに適度な強度及び靱性を得るためには、Ｎｉeqは、８．００以上である必要がある。Ｎｉeqは、好ましくは、８．５０以上である。
一方、後述するＣｒeqにおいて、Ｎｉeqが過剰になると、時効処理前の残留オーステナイトが増大し、強度が低下する。従って、Ｎｉeqは、１２．００以下である必要がある。Ｎｉeqは、好ましくは、１１．００以下、さらに好ましくは、９．５０以下である。
［Ｂ． Ｃｒ当量］
Ｃｒeqが少なすぎると、十分な耐酸化性及び耐食性が得られない。従って、Ｃｒeqは、１６．００以上である必要がある。Ｃｒeqは、好ましくは、１７．００以上、さらに好ましくは、１８．００以上である。
一方、Ｃｒeqが過剰になると、均質化熱処理後もδフェライト相が残留し、衝撃値が低下する。また、Ｃｒeqが過剰になると、時効処理前の残留オーステナイトが増大し、強度が低下する。従って、Ｃｒeqは、２１．００以下である必要がある。Ｃｒeqは、好ましくは、２０．００以下である。
Ｃｒeqが少なすぎると、十分な耐酸化性及び耐食性が得られない。従って、Ｃｒeqは、１６．００以上である必要がある。Ｃｒeqは、好ましくは、１７．００以上、さらに好ましくは、１８．００以上である。
一方、Ｃｒeqが過剰になると、均質化熱処理後もδフェライト相が残留し、衝撃値が低下する。また、Ｃｒeqが過剰になると、時効処理前の残留オーステナイトが増大し、強度が低下する。従って、Ｃｒeqは、２１．００以下である必要がある。Ｃｒeqは、好ましくは、２０．００以下である。
［２． 析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼の製造方法］
本発明に係る析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼は、
（ａ）所定の組成となるように配合された原料を溶解・鋳造し、
（ｂ）得られた鋳塊に対し、均質化熱処理を行い、
（ｃ）均質化熱処理後の素材を熱間鍛造し、
（ｄ）熱間鍛造された素材に対し、固溶化熱処理を行い、
（ｅ）固溶化熱処理後の素材に対して、必要に応じてサブゼロ処理を行い、
（ｆ）サブゼロ処理後の素材に対して、時効処理を行う
ことにより製造することができる。
本発明に係る析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼は、
（ａ）所定の組成となるように配合された原料を溶解・鋳造し、
（ｂ）得られた鋳塊に対し、均質化熱処理を行い、
（ｃ）均質化熱処理後の素材を熱間鍛造し、
（ｄ）熱間鍛造された素材に対し、固溶化熱処理を行い、
（ｅ）固溶化熱処理後の素材に対して、必要に応じてサブゼロ処理を行い、
（ｆ）サブゼロ処理後の素材に対して、時効処理を行う
ことにより製造することができる。
［２．１． 溶解鋳造工程］
まず、所定の組成となるように配合された原料を溶解・鋳造する。溶解・鋳造の方法及び条件は、特に限定されるものではなく、目的に応じて最適な方法及び条件を選択することができる。
まず、所定の組成となるように配合された原料を溶解・鋳造する。溶解・鋳造の方法及び条件は、特に限定されるものではなく、目的に応じて最適な方法及び条件を選択することができる。
［２．２． 均質化熱処理工程］
次に、得られた鋳塊に対し、均質化熱処理を行う。均質化熱処理は、鋳造時に生じた偏析を除去するために行われる。均質化熱処理の条件は、このような効果を奏するものである限りにおいて、特に限定されない。通常、均質化熱処理は、温度：１１５０〜１２４０℃、時間：１０ｈｒ以上の条件で、鋳塊を加熱保持することにより行う。
次に、得られた鋳塊に対し、均質化熱処理を行う。均質化熱処理は、鋳造時に生じた偏析を除去するために行われる。均質化熱処理の条件は、このような効果を奏するものである限りにおいて、特に限定されない。通常、均質化熱処理は、温度：１１５０〜１２４０℃、時間：１０ｈｒ以上の条件で、鋳塊を加熱保持することにより行う。
［２．３． 熱間鍛造工程］
次に、均質化熱処理後の素材を熱間鍛造する。熱間鍛造は、粗大な鋳造組織を破壊し、組織を微細化するために行われる。熱間鍛造の条件は、このような効果を奏するものである限りにおいて、特に限定されない。通常、熱間鍛造は、９００〜１２４０℃×１ｈｒ以上の条件で素材を加熱し、鍛造終止温度９００℃の条件下で鍛造し、その後空冷することにより行う。なお、熱間鍛造は、均質化熱処理を行った後、素材を室温まで冷却することなく、連続して実施しても良い。
次に、均質化熱処理後の素材を熱間鍛造する。熱間鍛造は、粗大な鋳造組織を破壊し、組織を微細化するために行われる。熱間鍛造の条件は、このような効果を奏するものである限りにおいて、特に限定されない。通常、熱間鍛造は、９００〜１２４０℃×１ｈｒ以上の条件で素材を加熱し、鍛造終止温度９００℃の条件下で鍛造し、その後空冷することにより行う。なお、熱間鍛造は、均質化熱処理を行った後、素材を室温まで冷却することなく、連続して実施しても良い。
［２．４． 固溶化熱処理工程］
次に、熱間鍛造後の素材に対して、固溶化熱処理を行う。固溶化熱処理は、素材をオーステナイト単相にした後、マルテンサイト変態させるために行う。固溶化熱処理の条件は、このような効果を奏するものである限りにおいて、特に限定されない。通常、固溶化熱処理は、温度：９００〜１１００℃×加熱時間：１〜１０ｈｒの条件の下で素材を加熱し、冷却することにより行う。冷却方法としては、例えば、空冷、衝風冷却、油冷、水冷などがある。
次に、熱間鍛造後の素材に対して、固溶化熱処理を行う。固溶化熱処理は、素材をオーステナイト単相にした後、マルテンサイト変態させるために行う。固溶化熱処理の条件は、このような効果を奏するものである限りにおいて、特に限定されない。通常、固溶化熱処理は、温度：９００〜１１００℃×加熱時間：１〜１０ｈｒの条件の下で素材を加熱し、冷却することにより行う。冷却方法としては、例えば、空冷、衝風冷却、油冷、水冷などがある。
［２．５． サブゼロ処理工程］
次に、固溶化熱処理後の素材に対して、必要に応じてサブゼロ処理を行う。サブゼロ処理は、固溶化熱処理後に残留しているオーステナイトをマルテンサイトに変態させるために行う。サブゼロ処理の条件は、このような効果を奏するものである限りにおいて、特に限定されない。通常、サブゼロ処理は、素材を０℃以下の温度において、１〜１０ｈｒ保持することにより行う。
次に、固溶化熱処理後の素材に対して、必要に応じてサブゼロ処理を行う。サブゼロ処理は、固溶化熱処理後に残留しているオーステナイトをマルテンサイトに変態させるために行う。サブゼロ処理の条件は、このような効果を奏するものである限りにおいて、特に限定されない。通常、サブゼロ処理は、素材を０℃以下の温度において、１〜１０ｈｒ保持することにより行う。
［２．６． 時効処理工程］
次に、サブゼロ処理後の素材に対して、時効処理を行う。時効処理は、母相中に、Ｂ２相、η相などの金属間化合物相を析出させるために行う。時効処理の条件は、このような効果を奏するものである限りにおいて、特に限定されない。通常、時効処理は、素材を４００〜６００℃において、１〜２４ｈｒ加熱することにより行う。熱処理後、空冷にて冷却を行う。
次に、サブゼロ処理後の素材に対して、時効処理を行う。時効処理は、母相中に、Ｂ２相、η相などの金属間化合物相を析出させるために行う。時効処理の条件は、このような効果を奏するものである限りにおいて、特に限定されない。通常、時効処理は、素材を４００〜６００℃において、１〜２４ｈｒ加熱することにより行う。熱処理後、空冷にて冷却を行う。
［３． 作用］
析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼は、強度、靱性、及び耐食性に優れている材料であるが、強度と靱性をバランスさせるのが難しいことが知られている。析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼において、高強度化は、主としてＣｕやＡｌなどの強化元素を添加することにより行われている。しかしながら、単に強化元素を過剰に添加すると、強度特性は向上するが、靱性が著しく低下する。
さらに、従来の析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼は、強度及び靱性を適度にバランスさせつつ、耐食性を更に向上させることが難しい。
析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼は、強度、靱性、及び耐食性に優れている材料であるが、強度と靱性をバランスさせるのが難しいことが知られている。析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼において、高強度化は、主としてＣｕやＡｌなどの強化元素を添加することにより行われている。しかしながら、単に強化元素を過剰に添加すると、強度特性は向上するが、靱性が著しく低下する。
さらに、従来の析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼は、強度及び靱性を適度にバランスさせつつ、耐食性を更に向上させることが難しい。
これに対し、析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼において、Ｃｒ量及びＮｉ量を最適化すると、母相の高い耐食性を維持したまま、母相の強度及び靱性を適度に向上させることができる。さらに、Ｃｒ量及びＮｉ量が最適化された析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼に対し、適量のＡｌ及び適量のＴｉを同時に添加すると、高い耐食性を維持したまま、強度と靱性をさらに向上させることができる。これは、Ｂ２相（ＮｉＡｌ）と、η相（Ｎｉ3Ｔｉ）の２相による複合強化によると考えられる。
（実施例１〜１３、比較例１〜８）
［１． 試料の作製］
真空誘導炉にて、表１に示す組成の鋼５０ｋｇを溶解し、造塊した。その後、１２２０℃×２０ｈｒ、空冷の条件下で均質化熱処理を施した。さらに、スタート温度１２２０℃、終止温度９００℃の条件下でφ２４ｍｍの丸棒を鍛造し、その後空冷した。
次に、各鋼塊を、１０００℃×１ｈｒ、水冷の条件下で固溶化熱処理を行った。続いて、−３０℃×３ｈｒの条件下でサブゼロ処理を行った。さらに、５３０℃×４ｈｒ、空冷の条件下で時効処理を行った。
［１． 試料の作製］
真空誘導炉にて、表１に示す組成の鋼５０ｋｇを溶解し、造塊した。その後、１２２０℃×２０ｈｒ、空冷の条件下で均質化熱処理を施した。さらに、スタート温度１２２０℃、終止温度９００℃の条件下でφ２４ｍｍの丸棒を鍛造し、その後空冷した。
次に、各鋼塊を、１０００℃×１ｈｒ、水冷の条件下で固溶化熱処理を行った。続いて、−３０℃×３ｈｒの条件下でサブゼロ処理を行った。さらに、５３０℃×４ｈｒ、空冷の条件下で時効処理を行った。
［２． 試験方法］
［２．１． 引張試験（０．２％耐力の測定）］
ＡＳＴＭ Ａ３７０に規定する金属引張試験方法に準じて引張試験を行い、０．２％耐力を測定した。試験片には、ＡＳＴＭ Ｅ８による試験部直径φ１２．５ｍｍ、標点間距離５０ｍｍであるものを用いた。試験温度は、室温とした。
［２．２． シャルピー衝撃試験］
長手方向が鍛伸方向と一致するように、２ｍｍＶノッチ試験片を採取した。この試験片を用いて、ＡＳＴＭ Ａ３７０規格に準拠して衝撃特性（吸収エネルギー）の測定を行った。試験温度は、室温とした。
［２．３． 孔食電位の評価試験］
ＪＩＳ Ｇ ０５７７に規定する孔食電位測定方法に準じ、測定面積が１ｃｍ2となるように試料表面を絶縁被覆した。３０±１℃の３．５ｍａｓｓ％ＮａＣｌ水溶液を試験液に用い、掃引速度を２０ｍＶ／ｍｉｎとして孔食電位を測定し、耐食性を評価した。
［２．１． 引張試験（０．２％耐力の測定）］
ＡＳＴＭ Ａ３７０に規定する金属引張試験方法に準じて引張試験を行い、０．２％耐力を測定した。試験片には、ＡＳＴＭ Ｅ８による試験部直径φ１２．５ｍｍ、標点間距離５０ｍｍであるものを用いた。試験温度は、室温とした。
［２．２． シャルピー衝撃試験］
長手方向が鍛伸方向と一致するように、２ｍｍＶノッチ試験片を採取した。この試験片を用いて、ＡＳＴＭ Ａ３７０規格に準拠して衝撃特性（吸収エネルギー）の測定を行った。試験温度は、室温とした。
［２．３． 孔食電位の評価試験］
ＪＩＳ Ｇ ０５７７に規定する孔食電位測定方法に準じ、測定面積が１ｃｍ2となるように試料表面を絶縁被覆した。３０±１℃の３．５ｍａｓｓ％ＮａＣｌ水溶液を試験液に用い、掃引速度を２０ｍＶ／ｍｉｎとして孔食電位を測定し、耐食性を評価した。
［３． 結果］
表１に、結果を示す。なお、表１には、各試料の組成も併せて示した。表１より、以下のことが分かる。
表１に、結果を示す。なお、表１には、各試料の組成も併せて示した。表１より、以下のことが分かる。
（１）比較例１は、Ｃ量が過剰であるために、０．２％耐力は高く（＞１４００ＭＰａ）、適度な耐食性を示す（１００〜１５０ｍＶ）が、靱性は低い（＜１０Ｊ）。
（２）比較例２は、Ａｌ＋Ｔｉ＋Ｎｂ量が過剰であるために、０．２％耐力は高く（＞１４００ＭＰａ）かつ、適度な耐食性を示す（１００〜１５０ｍＶ）が、靱性は低い（＜１０Ｊ）。
（３）比較例３は、Ｔｉ量が少ないために、適度な０．２％耐力（１３００〜１４００ＭＰａ）と適度な耐食性（１００〜１５０ｍＶ）を示すが、靱性が低い（＜１０Ｊ）。これは、Ｔｉ量が少ないために、Ｂ２相とη相の複合析出による効果が十分に発揮されないためと考えられる。
（２）比較例２は、Ａｌ＋Ｔｉ＋Ｎｂ量が過剰であるために、０．２％耐力は高く（＞１４００ＭＰａ）かつ、適度な耐食性を示す（１００〜１５０ｍＶ）が、靱性は低い（＜１０Ｊ）。
（３）比較例３は、Ｔｉ量が少ないために、適度な０．２％耐力（１３００〜１４００ＭＰａ）と適度な耐食性（１００〜１５０ｍＶ）を示すが、靱性が低い（＜１０Ｊ）。これは、Ｔｉ量が少ないために、Ｂ２相とη相の複合析出による効果が十分に発揮されないためと考えられる。
（４）比較例４は、Ａｌ量が少ないために、靱性は高く（＞２０Ｊ）、適度な耐食性（１００〜１５０ｍＶ）を示すが、０．２％耐力が低い（＜１３００ＭＰａ）。これは、Ａｌ量が少ないために、Ｂ２相とη相の複合析出による効果が十分に発揮されないためと考えられる。
（５）比較例５は、Ｎｉ量が過剰であるために、靱性は高く（＞２０Ｊ）、適度な耐食性を示す（１００〜１５０ｍＶ）が、０．２％耐力は低い（＜１３００ＭＰａ）。これは、残留オーステナイト量が増加したためと考えられる。
（６）比較例６は、Ａｌ量及びＴｉ量が共に少なく、かつ、Ａｌ＋Ｔｉ＋Ｎｂ量も少ないために、靱性は高く（＞２０Ｊ）、適度な耐食性を示す（１００〜１５０ｍＶ）が、０．２％耐力が低い（＜１３００ＭＰａ）。
（５）比較例５は、Ｎｉ量が過剰であるために、靱性は高く（＞２０Ｊ）、適度な耐食性を示す（１００〜１５０ｍＶ）が、０．２％耐力は低い（＜１３００ＭＰａ）。これは、残留オーステナイト量が増加したためと考えられる。
（６）比較例６は、Ａｌ量及びＴｉ量が共に少なく、かつ、Ａｌ＋Ｔｉ＋Ｎｂ量も少ないために、靱性は高く（＞２０Ｊ）、適度な耐食性を示す（１００〜１５０ｍＶ）が、０．２％耐力が低い（＜１３００ＭＰａ）。
（７）比較例７は、Ｃｒ量が過剰であり、かつ、Ｃｒeqも過剰であるために、０．２％耐力は高く（＞１４００ＭＰａ）、かつ、耐食性も高い（＞１５０ｍＶ）が、靱性は低い（＜１０Ｊ）。これは、δフェライト相が生成したためと考えられる。
（８）比較例８は、Ｎｉ量が少なく、かつ、Ｎｉeqも少ないために、適度な耐食性を示す（１００〜１５０ｍＶ）が、０．２％耐力を示す前に破断し、靱性も低い（＜１０Ｊ）。
（８）比較例８は、Ｎｉ量が少なく、かつ、Ｎｉeqも少ないために、適度な耐食性を示す（１００〜１５０ｍＶ）が、０．２％耐力を示す前に破断し、靱性も低い（＜１０Ｊ）。
（９）実施例１〜１３は、いずれも０．２％耐力、靱性、及び耐食性がともに高い。
（１０）実施例８〜１３は、特に耐食性が高い。これは、Ｃｒ量及びＭｏ量が相対的に多いためと考えられる。
（１０）実施例８〜１３は、特に耐食性が高い。これは、Ｃｒ量及びＭｏ量が相対的に多いためと考えられる。
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マルテンサイト系ステンレス鋼は、蒸気タービンブレード、航空宇宙構造部材、高強度ファスナーなどに用いることができる。
Claims (1)
- 以下の構成を備えた析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼。
（１）前記析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼は、
Ｃ＜０．１０ｍａｓｓ％、
０．０１≦Ｓｉ≦０．１０ｍａｓｓ％、
０．０１≦Ｍｎ≦０．１０ｍａｓｓ％、
Ｐ≦０．０１０ｍａｓｓ％、
Ｓ≦０．０１０ｍａｓｓ％、
７．５≦Ｎｉ≦１１．０ｍａｓｓ％、
１０．０≦Ｃｒ≦１４．０ｍａｓｓ％、
１．０≦Ｍｏ≦２．５ｍａｓｓ％、
０．００１≦Ｎ≦０．０１０ｍａｓｓ％、
０．４０≦Ａｌ≦１．４０ｍａｓｓ％、
Ｃｕ＜０．１０ｍａｓｓ％、
０．３０≦Ｔｉ≦１．４０ｍａｓｓ％、及び、
０≦Ｎｂ＜０．５０ｍａｓｓ％
を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる。
（２）前記析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼は、次の式（１）〜式（４）の関係を満たす。
１．００≦[Ａｌ]＋[Ｔｉ]＋[Ｎｂ]≦２．００ …（１）
４．００≦[Ｎｉ]／([Ａｌ]＋[Ｔｉ]＋[Ｎｂ])≦８．００ …（２）
８．００≦Ｎｉeq≦１２．００ …（３）
１６．００≦Ｃｒeq≦２１．００ …（４）
但し、
Ｎｉeq＝[Ｎｉ]＋０．１１[Ｍｎ]−０．００８６[Ｍｎ]2＋０．４４[Ｃｕ]＋１８．４[Ｎ]＋２４．５[Ｃ]、
Ｃｒeq＝[Ｃｒ]＋１．２１[Ｍｏ]＋０．４８[Ｓｉ]＋２．２[Ｔｉ]＋２．４８[Ａｌ]、
[Ｘ]は、元素Ｘの含有量（ｍａｓｓ％）を表す。
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|---|---|---|---|---|
| CN114507817A (zh) * | 2022-01-20 | 2022-05-17 | 上海材料研究所 | 超低碳无钴高强耐蚀合金及其制备方法和应用 |
Citations (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US20060118215A1 (en) * | 2004-12-08 | 2006-06-08 | Yuichi Hirakawa | Precipitation hardened martensitic stainless steel, manufacturing method therefor, and turbine moving blade and steam turbine using the same |
| JP2008546912A (ja) * | 2005-06-28 | 2008-12-25 | オウベル・アンド・デュヴァル | マルテンサイトステンレス鋼組成物、前記鋼から機械部品を製造する方法及びその結果物 |
| JP2013147698A (ja) * | 2012-01-19 | 2013-08-01 | Hitachi Ltd | 析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼、それを用いた蒸気タービン長翼、蒸気タービン、発電プラント |
| JP2013209742A (ja) * | 2012-02-27 | 2013-10-10 | Hitachi Ltd | 蒸気タービンロータ |
| JP2015117625A (ja) * | 2013-12-18 | 2015-06-25 | 三菱日立パワーシステムズ株式会社 | 蒸気タービン低圧ロータ及びその製造方法 |
| JP2017066495A (ja) * | 2015-10-01 | 2017-04-06 | 日立金属株式会社 | 析出強化型ステンレス鋼の製造方法 |
-
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Patent Citations (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US20060118215A1 (en) * | 2004-12-08 | 2006-06-08 | Yuichi Hirakawa | Precipitation hardened martensitic stainless steel, manufacturing method therefor, and turbine moving blade and steam turbine using the same |
| JP2008546912A (ja) * | 2005-06-28 | 2008-12-25 | オウベル・アンド・デュヴァル | マルテンサイトステンレス鋼組成物、前記鋼から機械部品を製造する方法及びその結果物 |
| JP2013147698A (ja) * | 2012-01-19 | 2013-08-01 | Hitachi Ltd | 析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼、それを用いた蒸気タービン長翼、蒸気タービン、発電プラント |
| JP2013209742A (ja) * | 2012-02-27 | 2013-10-10 | Hitachi Ltd | 蒸気タービンロータ |
| JP2015117625A (ja) * | 2013-12-18 | 2015-06-25 | 三菱日立パワーシステムズ株式会社 | 蒸気タービン低圧ロータ及びその製造方法 |
| JP2017066495A (ja) * | 2015-10-01 | 2017-04-06 | 日立金属株式会社 | 析出強化型ステンレス鋼の製造方法 |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN114507817A (zh) * | 2022-01-20 | 2022-05-17 | 上海材料研究所 | 超低碳无钴高强耐蚀合金及其制备方法和应用 |
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