JP2533481B2 - 非磁性高強度ステンレス鋼およびその製造方法 - Google Patents
非磁性高強度ステンレス鋼およびその製造方法Info
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- JP2533481B2 JP2533481B2 JP60159537A JP15953785A JP2533481B2 JP 2533481 B2 JP2533481 B2 JP 2533481B2 JP 60159537 A JP60159537 A JP 60159537A JP 15953785 A JP15953785 A JP 15953785A JP 2533481 B2 JP2533481 B2 JP 2533481B2
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- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment
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Description
【発明の詳細な説明】 ［発明の目的］ （産業上の利用分野） 本発明は、非磁性が要求される例えばVTR等のマイク
ロシャフトをはじめとする電子機器部品、非磁性ベル
ト，ばね，ボルト，各種ピンなどに用いられ、さらには
非磁性にかかわらず強度および耐食性が要求される部品
に用いられる、非磁性でかつ高強度を有するオーステナ
イト系ステンレス鋼に関するものである。
ロシャフトをはじめとする電子機器部品、非磁性ベル
ト，ばね，ボルト，各種ピンなどに用いられ、さらには
非磁性にかかわらず強度および耐食性が要求される部品
に用いられる、非磁性でかつ高強度を有するオーステナ
イト系ステンレス鋼に関するものである。
従来、電子機器や事務機器のマイクロシャフトや、ボ
ルト，ばね，ベルト，ピンなどの部品においては,SUS42
0,SUS440Cなどのマルテンサイト系ステンレス鋼や、SUS
304,SUS316などのオーステナイト系ステンレス鋼が用い
られてきた。
ルト，ばね，ベルト，ピンなどの部品においては,SUS42
0,SUS440Cなどのマルテンサイト系ステンレス鋼や、SUS
304,SUS316などのオーステナイト系ステンレス鋼が用い
られてきた。
（発明が解決しようとする問題点） しかし、上記のうちマルテンサイト系ステンレス鋼
は、高強度ではあるが強磁性であるため、非磁性が要求
される部品には使用できない。一方、SUS304,SUS316な
どの従来からあるオーステナイト系ステンレス鋼は、非
磁性ではあるが強度が低く、高強度部材には使用できな
い。そして、このオーステナイト系ステンレス鋼を冷間
加工により強化すると、加工誘起マルテンサイトを生成
して透磁率が上昇し、非磁性でなくなる。そのため、こ
れらのステンレス鋼においては冷間加工による強化には
限界がある。
は、高強度ではあるが強磁性であるため、非磁性が要求
される部品には使用できない。一方、SUS304,SUS316な
どの従来からあるオーステナイト系ステンレス鋼は、非
磁性ではあるが強度が低く、高強度部材には使用できな
い。そして、このオーステナイト系ステンレス鋼を冷間
加工により強化すると、加工誘起マルテンサイトを生成
して透磁率が上昇し、非磁性でなくなる。そのため、こ
れらのステンレス鋼においては冷間加工による強化には
限界がある。
ところが、各種電子機器を高性能化し、高品質を得る
ために、近年では高強度でかつ非磁性の材料が必要とな
ってきている。そこで、このように非磁性でかつ高強度
が必要な場合にはNi3（Al,Ti）で析出強化したNi基超合
金が使用されてきたが、ステンレス鋼と比べて非常に高
価なものとなるという問題点があった。
ために、近年では高強度でかつ非磁性の材料が必要とな
ってきている。そこで、このように非磁性でかつ高強度
が必要な場合にはNi3（Al,Ti）で析出強化したNi基超合
金が使用されてきたが、ステンレス鋼と比べて非常に高
価なものとなるという問題点があった。
本発明の目的は、従来材料の上記のような欠点を克服
し、非磁性でかつ高強度でしかも耐食性に優れた安価な
材料を提供することにある。
し、非磁性でかつ高強度でしかも耐食性に優れた安価な
材料を提供することにある。
本発明者らは、種々の検討を行った結果、冷間加工を
施しても加工誘起マルテンサイトが生成せず、誘磁率が
1.05以下（必要な場合には、1.01以下）の高強度オース
テナイト系ステンレス鋼を開発した。
施しても加工誘起マルテンサイトが生成せず、誘磁率が
1.05以下（必要な場合には、1.01以下）の高強度オース
テナイト系ステンレス鋼を開発した。
［発明の構成］ （問題点を解決するための手段） 本発明による非磁性高強度ステンレス鋼は、重量％
で、C:0.01〜0.30％、Si:0.1〜1.2未満％、Mn:1.0〜6.0
％、P:0.03％以下、S:0.03％以下、Ni:8〜16％、Cr:16
〜22％、N:0.20超過〜0.35％、Al:0.05％以下、Mg:0.00
1〜0.05％、Ca:0.001〜0.05％、およびV:0.03〜0.30％,
Nb:0.03〜0.30％のうちの１種または２種、必要に応じ
て、Cu:1.0〜4.0％,Mo:0.5〜5.0％のうちの１種または
２種、残部Feおよび不可避的不純物からなり、かつパラ
メータＰαと冷間加工歪ε（真歪で正の値にとる）との
関係が次の不等式 Ｐα≦246exp（−0.269ε）−20 …… ただし、Ｐα＝824−462（Ｃ＋Ｎ）−9.2Si−8.1Mn −13.7Cr−29（Ni＋Cu）−18.5Mo−68Nb …… を満足する組成よりなることを特徴としており、強度を
さらに高めるために、上記成分の鋼に、10％以上の減面
率の冷間加工を施した後、400〜600℃で時効処理を行な
い、耐力および引張強さをさらに向上させるようにした
ことを特徴としている。
で、C:0.01〜0.30％、Si:0.1〜1.2未満％、Mn:1.0〜6.0
％、P:0.03％以下、S:0.03％以下、Ni:8〜16％、Cr:16
〜22％、N:0.20超過〜0.35％、Al:0.05％以下、Mg:0.00
1〜0.05％、Ca:0.001〜0.05％、およびV:0.03〜0.30％,
Nb:0.03〜0.30％のうちの１種または２種、必要に応じ
て、Cu:1.0〜4.0％,Mo:0.5〜5.0％のうちの１種または
２種、残部Feおよび不可避的不純物からなり、かつパラ
メータＰαと冷間加工歪ε（真歪で正の値にとる）との
関係が次の不等式 Ｐα≦246exp（−0.269ε）−20 …… ただし、Ｐα＝824−462（Ｃ＋Ｎ）−9.2Si−8.1Mn −13.7Cr−29（Ni＋Cu）−18.5Mo−68Nb …… を満足する組成よりなることを特徴としており、強度を
さらに高めるために、上記成分の鋼に、10％以上の減面
率の冷間加工を施した後、400〜600℃で時効処理を行な
い、耐力および引張強さをさらに向上させるようにした
ことを特徴としている。
次に、本発明による非磁性高強度ステンレス鋼の成分
範囲（重量％）の限定理由について説明する。
範囲（重量％）の限定理由について説明する。
C: Ｃは、母相に固溶して基地を強化する一方、炭窒化物
の形成元素としても強力に作用する。しかも、オーステ
ナイトを安定化し、加工誘起マルテンサイトを抑制する
作用が大きい。そこで、このような作用を得るために0.
01％以上とした。しかし、0.30％を超えると固溶が困難
となるうえ、冷間加工性，耐食性が著しく劣化するので
その上限を0.30％とした。
の形成元素としても強力に作用する。しかも、オーステ
ナイトを安定化し、加工誘起マルテンサイトを抑制する
作用が大きい。そこで、このような作用を得るために0.
01％以上とした。しかし、0.30％を超えると固溶が困難
となるうえ、冷間加工性，耐食性が著しく劣化するので
その上限を0.30％とした。
N: Ｎは、Ｃと同様に基地の強化と加工誘起マルテンサイ
トの抑制のために添加する。さらに耐食性および耐孔食
性の向上にも寄与する。そこで、このような効果をより
安定して得るために0.20％超過とした。しかし、多すぎ
ると鋼塊溶製時の気泡生成が多くなると共に分塊時の加
工性が低下するためその上限を0.35％とした。
トの抑制のために添加する。さらに耐食性および耐孔食
性の向上にも寄与する。そこで、このような効果をより
安定して得るために0.20％超過とした。しかし、多すぎ
ると鋼塊溶製時の気泡生成が多くなると共に分塊時の加
工性が低下するためその上限を0.35％とした。
Si: Siは、製鋼時の脱酸剤として添加され、このような作
用を得るために0.1％以上とした。しかし、1.2％以上と
なるフェライトが生成する傾向となるのでその上限を1.
2未満％とした。
用を得るために0.1％以上とした。しかし、1.2％以上と
なるフェライトが生成する傾向となるのでその上限を1.
2未満％とした。
Mn: Mnは、製鋼時の脱酸および脱硫剤として添加され、か
つまたＮの溶解度を大きくすると共に、加工誘起マルテ
ンサイトを抑制する効果があるので、このような効果を
得るために1.0％以上添加した。しかし、6.0％を超える
と加工性が悪くなり、しかも耐食性を劣化させるのでそ
の上限を6.0％とした。
つまたＮの溶解度を大きくすると共に、加工誘起マルテ
ンサイトを抑制する効果があるので、このような効果を
得るために1.0％以上添加した。しかし、6.0％を超える
と加工性が悪くなり、しかも耐食性を劣化させるのでそ
の上限を6.0％とした。
P: Ｐは、耐食性を劣化させるので極力少量であることが
好ましく、その上限を0.03％とした。
好ましく、その上限を0.03％とした。
S: Ｓは、熱間加工性を害するので極力少量であることが
好ましく、その上限を0.03％とした。
好ましく、その上限を0.03％とした。
Ni: Niは、オーステナイト安定化元素であり、ステンレス
鋼をオーステナイト相とするための主要な元素であると
同時に加工誘起マルテンサイトの抑制にも必要な元素で
ある。そして、８％以上含有させれば、オーステナイト
単相の組織が得られ、含有量が多いほどオーステナイト
は安定となるが、Niは高価であるので経済性を考慮して
８〜16％の範囲とした。
鋼をオーステナイト相とするための主要な元素であると
同時に加工誘起マルテンサイトの抑制にも必要な元素で
ある。そして、８％以上含有させれば、オーステナイト
単相の組織が得られ、含有量が多いほどオーステナイト
は安定となるが、Niは高価であるので経済性を考慮して
８〜16％の範囲とした。
Cr: Crは、耐食性を向上させるのに寄与する元素であり、
このような効果を得るために16％以上含有させるが、多
量に添加するとフェライトを生成するので16〜22％の範
囲とした。
このような効果を得るために16％以上含有させるが、多
量に添加するとフェライトを生成するので16〜22％の範
囲とした。
Al: Alは、通常脱酸剤として使用されるが、多量に含有す
るとAlNを形成し、有効なＮ量を減ずると共に、酸化物
系介在物として残留して熱間加工性を害するのでその上
限を0.05％とした。
るとAlNを形成し、有効なＮ量を減ずると共に、酸化物
系介在物として残留して熱間加工性を害するのでその上
限を0.05％とした。
Mg: Mgは、Alを代替する脱酸剤であると共に、有害なＳを
固定して熱間加工性を向上させ、Ｎ添加による加工性の
劣化を補うのに有効である。しかし、0.001％未満では
このような効果が得られず、0.05％を超えてもその効果
が飽和するので0.001〜0.05％の範囲とした。
固定して熱間加工性を向上させ、Ｎ添加による加工性の
劣化を補うのに有効である。しかし、0.001％未満では
このような効果が得られず、0.05％を超えてもその効果
が飽和するので0.001〜0.05％の範囲とした。
Ca: Caは、被削性および熱間加工性の向上のために0.001
％以上添加するが、0.05％を超えると効果が飽和するの
でその上限を0.05％とした。
％以上添加するが、0.05％を超えると効果が飽和するの
でその上限を0.05％とした。
Cu: Cuは、耐食性を向上させ、加工硬化率を低下させると
共に、冷間加工性を向上させるので、高耐食性と良好な
冷間加工性が要求される場合に添加するのが良い。そし
て、このような効果を得るためには1.0％以上添加する
必要があるが、多過ぎると熱間加工性を害する元素であ
るのでその上限を4.0％とした。
共に、冷間加工性を向上させるので、高耐食性と良好な
冷間加工性が要求される場合に添加するのが良い。そし
て、このような効果を得るためには1.0％以上添加する
必要があるが、多過ぎると熱間加工性を害する元素であ
るのでその上限を4.0％とした。
Mo: Moは、耐食性および耐孔食性を向上させるので、耐食
性の要求が強い場合に添加するのが良い。そして、この
ような効果を得るためには0.5％以上添加する必要があ
るが、多量に添加するとフェライトが生成し易くなると
共に、高価にもなるのでその上限を5.0％とした。
性の要求が強い場合に添加するのが良い。そして、この
ような効果を得るためには0.5％以上添加する必要があ
るが、多量に添加するとフェライトが生成し易くなると
共に、高価にもなるのでその上限を5.0％とした。
V: Ｖは炭窒化物を形成し、結晶粒を微細化して強化に寄
与する。しかし、0.03％未満ではこのような効果がな
く,0.30％を超えるとその効果が飽和すると共に冷間加
工性が劣化するので、添加する場合は0.03〜0.30％の範
囲とする必要がある。
与する。しかし、0.03％未満ではこのような効果がな
く,0.30％を超えるとその効果が飽和すると共に冷間加
工性が劣化するので、添加する場合は0.03〜0.30％の範
囲とする必要がある。
Nb Nbは、Ｖと同様に炭窒化物を形成し、結晶粒の微細化
を通じて基地の強化に寄与する。しかし、0.03％未満で
はこのような効果がなく、多量に添加すると窒化物が介
在物として残留し、冷間加工性を害するので、特に強度
が必要な時にNbを添加する。ただし、その上限は冷間加
工性を害さない0.30％とする必要がある。
を通じて基地の強化に寄与する。しかし、0.03％未満で
はこのような効果がなく、多量に添加すると窒化物が介
在物として残留し、冷間加工性を害するので、特に強度
が必要な時にNbを添加する。ただし、その上限は冷間加
工性を害さない0.30％とする必要がある。
次に、上記成分の限定理由に加え、成分のバランスを
冷間加工量（冷間加工歪）との関係で限定した理由を説
明する。
冷間加工量（冷間加工歪）との関係で限定した理由を説
明する。
前述の如く、オーステナイト系ステンレス鋼はその成
分調整が不適当であると、マルテンサイト変態開始温度
すなわちMs点が室温以下であっても、加工によりマルテ
ンサイトが生成する。この加工誘起マルテンサイトの生
成傾向と成分との関係は、これまでにも多くの研究がな
されてきた。本発明者らは、主に17−7PH鋼などのセミ
オーステナイト系析出強化型ステンレス鋼において用い
られてきたパラメータであるMd30に注目した。このパラ
メータは、セミオーステナイト鋼において、金属間化合
物を析出させるために、冷間加工により母相をマルテン
サイト相とする目的でマルテンサイト変態させるときの
変態量の制御のために用いられ、真歪0.30の加工を施し
た時に50％のマルテンサイトが生じる温度として定義さ
れる。このMd30におよぼす鋼組成の影響は実験的に調べ
られており、エンゲル（Engel）の回帰式やこれを改良
した野原らの式（Md30（℃）＝824−462（Ｃ＋Ｎ）−9.
2Si−8.1Mn−13.7Cr−29（Ni＋Cu）−18.5Mo−68（Nb＋
Ta）−（1.42×（結晶粒度番号）＋８））が提案されて
いる。
分調整が不適当であると、マルテンサイト変態開始温度
すなわちMs点が室温以下であっても、加工によりマルテ
ンサイトが生成する。この加工誘起マルテンサイトの生
成傾向と成分との関係は、これまでにも多くの研究がな
されてきた。本発明者らは、主に17−7PH鋼などのセミ
オーステナイト系析出強化型ステンレス鋼において用い
られてきたパラメータであるMd30に注目した。このパラ
メータは、セミオーステナイト鋼において、金属間化合
物を析出させるために、冷間加工により母相をマルテン
サイト相とする目的でマルテンサイト変態させるときの
変態量の制御のために用いられ、真歪0.30の加工を施し
た時に50％のマルテンサイトが生じる温度として定義さ
れる。このMd30におよぼす鋼組成の影響は実験的に調べ
られており、エンゲル（Engel）の回帰式やこれを改良
した野原らの式（Md30（℃）＝824−462（Ｃ＋Ｎ）−9.
2Si−8.1Mn−13.7Cr−29（Ni＋Cu）−18.5Mo−68（Nb＋
Ta）−（1.42×（結晶粒度番号）＋８））が提案されて
いる。
本発明で問題とするような加工誘起マルテンサイト量
は、セミオーステナイト鋼に比べると極めて少量であ
り、Md30との関連で論じられることは少なかったが、発
明者らは野原らの式を加工誘起マルテンサイトの生成傾
向を表わす一つの指標（以後「Md30」と区別するために
「Ｐα」と記す。）として考え、透磁率との関係を調べ
てみた。その結果両者の関係が良く整理できることが判
明した。
は、セミオーステナイト鋼に比べると極めて少量であ
り、Md30との関連で論じられることは少なかったが、発
明者らは野原らの式を加工誘起マルテンサイトの生成傾
向を表わす一つの指標（以後「Md30」と区別するために
「Ｐα」と記す。）として考え、透磁率との関係を調べ
てみた。その結果両者の関係が良く整理できることが判
明した。
第１表は、オーステナイト系ステンレス鋼の従来材お
よび実験材の組成を示すものであり、第２表はそれらの
パラメータＰαの値と冷間加工量（減面率）による透磁
率変化を示したものである。また、この関係を図示した
のが第１図である。
よび実験材の組成を示すものであり、第２表はそれらの
パラメータＰαの値と冷間加工量（減面率）による透磁
率変化を示したものである。また、この関係を図示した
のが第１図である。
第１表，第２表および第１図に示す結果より、パラメ
ータＰαと冷間加工量との関係を求めると、 μ＝1.05の時 Ｐα＝246exp（−0.269ε） …… となる。ただし、 Ｐα＝824−462（Ｃ＋Ｎ）−9.2Si−8.1Mn −13.7Cr−29（Ni＋Cu）−18.5Mo−68Nb …… であり、εは冷間加工歪（真歪）である。ここで、本発
明のごときオーステナイト系ステンレス鋼では結晶粒が
大きい（すなわち、結晶粒度番号が小さい）ので前出の
野原らの式における結晶粒度番号に関する部分は除外し
た。また、より望ましい値、すなわち μ＝1.01の時には Ｐα＝227exp（−0.565ε） …… となる。このとき、実験データのばらつきは、上記お
よび式を中心にして△Ｐα＝±20K程度である。
ータＰαと冷間加工量との関係を求めると、 μ＝1.05の時 Ｐα＝246exp（−0.269ε） …… となる。ただし、 Ｐα＝824−462（Ｃ＋Ｎ）−9.2Si−8.1Mn −13.7Cr−29（Ni＋Cu）−18.5Mo−68Nb …… であり、εは冷間加工歪（真歪）である。ここで、本発
明のごときオーステナイト系ステンレス鋼では結晶粒が
大きい（すなわち、結晶粒度番号が小さい）ので前出の
野原らの式における結晶粒度番号に関する部分は除外し
た。また、より望ましい値、すなわち μ＝1.01の時には Ｐα＝227exp（−0.565ε） …… となる。このとき、実験データのばらつきは、上記お
よび式を中心にして△Ｐα＝±20K程度である。
以上のような解析に基づくと、非磁性ステンレス鋼を
得るためには、鋼組成とパラメータＰαと冷間加工歪ε
との関係を次のように限定すればよいことがわかる。
得るためには、鋼組成とパラメータＰαと冷間加工歪ε
との関係を次のように限定すればよいことがわかる。
μ≦1.05を得る場合 Ｐα≦246exp（−0.269ε）−20 …… μ≦1.01を得る場合 Ｐα≦227exp（−0.565ε）−20 …… 以上が、本発明において鋼組成とパラメータＰαと冷
間加工歪εとの関係を限定した理由であり、μ≦1.05を
得る場合、そしてより望ましくはμ≦1.01を得る場合に
上記の式を満足するように成分調整する。
間加工歪εとの関係を限定した理由であり、μ≦1.05を
得る場合、そしてより望ましくはμ≦1.01を得る場合に
上記の式を満足するように成分調整する。
そしてさらに、上記の成分調整した鋼に対して、10％
以上の減面率の冷間加工を施したのち、400〜600℃で時
効処理を行うことにより、耐力および引張強さをより一
層向上させることができる。このとき、時効処理温度が
300℃よりも低いと、時効処理による耐力および引張強
さの向上はさほど大きくなく、また600℃を超えると耐
力および引張強さがかえって低下するので好ましくな
い。
以上の減面率の冷間加工を施したのち、400〜600℃で時
効処理を行うことにより、耐力および引張強さをより一
層向上させることができる。このとき、時効処理温度が
300℃よりも低いと、時効処理による耐力および引張強
さの向上はさほど大きくなく、また600℃を超えると耐
力および引張強さがかえって低下するので好ましくな
い。
（実施例） 第３表に示す組成の発明鋼と比較鋼を溶製し、造塊し
たのち鍛伸した。次いで、各鍛伸材を固溶化処理し、最
大80％の減面率の冷間線引を行なった。そして、この時
の熱間鍛造性を調べると共に、減面率による透磁率の変
化を調べ、さらに塩水噴霧試験により耐食性を調べた。
第４表に熱間鍛造性と線引後の透磁率および強度と塩水
噴霧試験の結果を示す。
たのち鍛伸した。次いで、各鍛伸材を固溶化処理し、最
大80％の減面率の冷間線引を行なった。そして、この時
の熱間鍛造性を調べると共に、減面率による透磁率の変
化を調べ、さらに塩水噴霧試験により耐食性を調べた。
第４表に熱間鍛造性と線引後の透磁率および強度と塩水
噴霧試験の結果を示す。
第３表および第４表に示すように、発明鋼はいずれも
熱間鍛造性，透磁率，強度および耐食性のすべてが良好
である。これに対し、比較のＫおよびＬ鋼は、熱間鍛造
性に表面に割れが生じ、製造性が悪い。これは、Ｋ鋼で
はAlが限定範囲を超えて含有されていると共にMg,Caが
添加されていないためであり、Ｌ鋼では熱間加工性を害
するCuが過剰に添加されているためである。また、比較
のＭ鋼ではMnが多くかつCrが少ないため、耐食性に劣り
塩水噴霧試験に耐えない。さらに、比較のＮ鋼およびSU
S304,SUS316はパラメータＰαが高く、冷間加工により
透磁率が上昇し、非磁性でなくなる。加えて、SUS304お
よびSUS316ではＮが添加されていないので、強度が低
い。さらにまた、比較のSUS304N1は、60％程度までの減
面率であれば透磁率は1.05以下であるが、80％の高減面
率となると1.05以上となり非磁性でなくなる。
熱間鍛造性，透磁率，強度および耐食性のすべてが良好
である。これに対し、比較のＫおよびＬ鋼は、熱間鍛造
性に表面に割れが生じ、製造性が悪い。これは、Ｋ鋼で
はAlが限定範囲を超えて含有されていると共にMg,Caが
添加されていないためであり、Ｌ鋼では熱間加工性を害
するCuが過剰に添加されているためである。また、比較
のＭ鋼ではMnが多くかつCrが少ないため、耐食性に劣り
塩水噴霧試験に耐えない。さらに、比較のＮ鋼およびSU
S304,SUS316はパラメータＰαが高く、冷間加工により
透磁率が上昇し、非磁性でなくなる。加えて、SUS304お
よびSUS316ではＮが添加されていないので、強度が低
い。さらにまた、比較のSUS304N1は、60％程度までの減
面率であれば透磁率は1.05以下であるが、80％の高減面
率となると1.05以上となり非磁性でなくなる。
本発明において限定した冷間加工歪εと成分の関係を
確認するために、発明鋼と比較鋼を図示したのが第２図
である。第２図に示す結果より、成分のパラメータＰα
と冷間加工歪εとの関係を、目標とする透磁率（μ≦1.
05より望ましくはμ≦1.01）に対して与える式および
式が有効なことが確認される。そして、特に高強度で
かつ低透磁率を必要とする場合には、式による成分の
調整が極めて有効となる。
確認するために、発明鋼と比較鋼を図示したのが第２図
である。第２図に示す結果より、成分のパラメータＰα
と冷間加工歪εとの関係を、目標とする透磁率（μ≦1.
05より望ましくはμ≦1.01）に対して与える式および
式が有効なことが確認される。そして、特に高強度で
かつ低透磁率を必要とする場合には、式による成分の
調整が極めて有効となる。
次に、時効処理による耐力および引張強さの上昇につ
いて述べる。
いて述べる。
非磁性ステンレス鋼として固溶化処理状態で使用され
る通常のオーステナイト系ステンレス鋼に時効処理を施
しても、炭化物が主に結晶粒界に析出して、強度の上昇
は期待されない。しかも、耐食性が著しく劣化するの
で、時効処理は行なわれない。しかし、本発明では、含
Ｎステンレス鋼の冷間加工材に時効処理を施すと炭窒化
物の粒界析出が起らず、0.2％耐力および引張強さが上
昇し、時効処理が強化法の１つとして有効であることを
見い出した。この場合、特に0.2％耐力の上昇が著し
い。
る通常のオーステナイト系ステンレス鋼に時効処理を施
しても、炭化物が主に結晶粒界に析出して、強度の上昇
は期待されない。しかも、耐食性が著しく劣化するの
で、時効処理は行なわれない。しかし、本発明では、含
Ｎステンレス鋼の冷間加工材に時効処理を施すと炭窒化
物の粒界析出が起らず、0.2％耐力および引張強さが上
昇し、時効処理が強化法の１つとして有効であることを
見い出した。この場合、特に0.2％耐力の上昇が著し
い。
第３図に、発明鋼Ｃ′と比較鋼SUS304,SUS304N1の冷
間加工材（減面率40％）の時効硬化曲線を示す。第３図
に示すように、Ｎを含むＣ′鋼とSUS304N1では、400〜6
00℃で顕著な強度（0.2％耐力および引張強さ）の上昇
が認められる。
間加工材（減面率40％）の時効硬化曲線を示す。第３図
に示すように、Ｎを含むＣ′鋼とSUS304N1では、400〜6
00℃で顕著な強度（0.2％耐力および引張強さ）の上昇
が認められる。
次に、このような冷間加工後の時効処理を高強度でか
つ低透磁率である発明鋼Ｈ′の80％線引材に適用した結
果を第５表に示す。
つ低透磁率である発明鋼Ｈ′の80％線引材に適用した結
果を第５表に示す。
第５表に示すように、時効処理によって大幅な強度上
昇が認められ、時効処理材では、0.2％耐力が185kgf/mm
2,引張強さが218kgf/mm2であり、SUS440C等のマルテン
サイト系ステンレス鋼の強度と同等のものを得ることが
できた。
昇が認められ、時効処理材では、0.2％耐力が185kgf/mm
2,引張強さが218kgf/mm2であり、SUS440C等のマルテン
サイト系ステンレス鋼の強度と同等のものを得ることが
できた。
［発明の効果］ 以上説明してきたように、本発明によるステンレス鋼
は、重量％で、C:0.01〜0.30％、Si:0.1〜1.2未満％、M
n:1.0〜6.0％、P:0.03％以下、S:0.03％以下、Ni:8〜16
％、Cr:16〜22％、N:0.20超過〜0.35％、Al:0.05％以
下、Mg:0.001〜0.05％、Ca:0.001〜0.05％、およびV:0.
03〜0.30％,Nb:0.03〜0.30％のうちの１種または２種、
必要に応じて、Cu:1.0〜4.0％,Mo:0.5〜5.0％のうちの
１種または２種、残部Feおよび不可避的不純物からな
り、かつパラメータＰαと冷間加工歪ε（真歪で正の値
にとる）との関係が次の不等式 Ｐα≦246exp（−0.269ε）−20 …… ただし、Ｐα＝824−462（Ｃ＋Ｎ）−9.2Si−8.1Mn −13.7Cr−29（Ni＋Cu）−18.5Mo−68Nb …… を満足する組成よりなるものであるから、減面率の高い
冷間加工を施したときでも加工誘起マルテンサイトが生
成せず、それゆえ非磁性でかつ高強度であってしかも耐
食性に著しく優れた材料であり、このような非磁性でか
つ高強度であってしかも優れた耐食性を要求される部
品、例えばVTR等のマイクロシャフトをはじめとする電
子機器部品、非磁性ボルト，ばね，ベルト，各種ピンな
どの部品の素材として適したものであるという非常に優
れた効果がもたらされる。加えて、前記組成の鋼に対し
て、10％以上の減面率の冷間加工を施した後、400〜600
℃で時効処理を行うことによって、耐力および引張強さ
をさらに向上させることが可能であるという著大なる効
果がもたらされる。
は、重量％で、C:0.01〜0.30％、Si:0.1〜1.2未満％、M
n:1.0〜6.0％、P:0.03％以下、S:0.03％以下、Ni:8〜16
％、Cr:16〜22％、N:0.20超過〜0.35％、Al:0.05％以
下、Mg:0.001〜0.05％、Ca:0.001〜0.05％、およびV:0.
03〜0.30％,Nb:0.03〜0.30％のうちの１種または２種、
必要に応じて、Cu:1.0〜4.0％,Mo:0.5〜5.0％のうちの
１種または２種、残部Feおよび不可避的不純物からな
り、かつパラメータＰαと冷間加工歪ε（真歪で正の値
にとる）との関係が次の不等式 Ｐα≦246exp（−0.269ε）−20 …… ただし、Ｐα＝824−462（Ｃ＋Ｎ）−9.2Si−8.1Mn −13.7Cr−29（Ni＋Cu）−18.5Mo−68Nb …… を満足する組成よりなるものであるから、減面率の高い
冷間加工を施したときでも加工誘起マルテンサイトが生
成せず、それゆえ非磁性でかつ高強度であってしかも耐
食性に著しく優れた材料であり、このような非磁性でか
つ高強度であってしかも優れた耐食性を要求される部
品、例えばVTR等のマイクロシャフトをはじめとする電
子機器部品、非磁性ボルト，ばね，ベルト，各種ピンな
どの部品の素材として適したものであるという非常に優
れた効果がもたらされる。加えて、前記組成の鋼に対し
て、10％以上の減面率の冷間加工を施した後、400〜600
℃で時効処理を行うことによって、耐力および引張強さ
をさらに向上させることが可能であるという著大なる効
果がもたらされる。
第１図はオーステナイト系ステンレス鋼の加工誘起マル
テンサイト生成傾向を表わす指標（パラメータ「Ｐ
α」）と冷間加工量（減面率）による透磁率変化との関
係を示すグラフ、第２図はオーステナイト系ステンレス
鋼の冷間加工後の透磁率変化を示すグラフ、第３図はオ
ーステナイト系ステンレス鋼の時効効果挙動を示すグラ
フである。
テンサイト生成傾向を表わす指標（パラメータ「Ｐ
α」）と冷間加工量（減面率）による透磁率変化との関
係を示すグラフ、第２図はオーステナイト系ステンレス
鋼の冷間加工後の透磁率変化を示すグラフ、第３図はオ
ーステナイト系ステンレス鋼の時効効果挙動を示すグラ
フである。
Claims (4)
- 【請求項１】重量％で、C:0.01〜0.30％、Si:0.1〜1.2
未満％、Mn:1.0〜6.0％、P:0.03％以下、S:0.03％以
下、Ni:8〜16％、Cr:16〜22％、N:0.20超過〜0.35％、A
l:0.05％以下、Mg:0.001〜0.05％、Ca:0.001〜0.05％、
およびV:0.03〜0.30％,Nb:0.03〜0.30％のうちの１種ま
たは２種を含み、残部Feおよび不可避的不純物からな
り、かつパラメータＰαと冷間加工歪ε（真歪で正の値
にとる）との関係が次の不等式 Ｐα≦246exp（−0.269ε）−20 …… ただし、Ｐα＝824−462（Ｃ＋Ｎ）−9.2Si−8.1Mn −13.7Cr−29Ni−68Nb ……′ を満足する組成よりなることを特徴とする非磁性高強度
ステンレス鋼。 - 【請求項２】重量％で、C:0.01〜0.30％、Si:0.1〜1.2
未満％、Mn:1.0〜6.0％、P:0.03％以下、S:0.03％以
下、Ni:8〜16％、Cr:16〜22％、N:0.20超過〜0.35％、A
l:0.05％以下、Mg:0.001〜0.05％、Ca:0.001〜0.05％、
およびV:0.03〜0.30％,Nb:0.03〜0.30％のうちの１種ま
たは２種、さらにCu:1.0〜4.0％,Mo:0.5〜5.0％のうち
の１種または２種を含み、残部Feおよび不可避的不純物
からなり、かつパラメータＰαと冷間加工歪ε（真歪で
正の値にとる）との関係が次の不等式 Ｐα≦246exp（−0.269ε）−20 …… ただし、Ｐα＝824−462（Ｃ＋Ｎ）−9.2Si−8.1Mn −13.7Cr−29（Ni＋Cu）−18.5Mo−68Nb …… を満足する組成よりなることを特徴とする非磁性高強度
ステンレス鋼。 - 【請求項３】重量％で、C:0.01〜0.30％、Si:0.1〜1.2
未満％、Mn:1.0〜6.0％、P:0.03％以下、S:0.03％以
下、Ni:8〜16％、Cr:16〜22％、N:0.20超過〜0.35％、A
l:0.05％以下、Mg:0.001〜0.05％、Ca:0.001〜0.05％、
およびV:0.03〜0.30％,Nb:0.03〜0.30％のうちの１種ま
たは２種を含み、残部Feおよび不可避的不純物からな
り、かつパラメータＰαと冷間加工歪ε（真歪で正の値
にとる）との関係が次の不等式 Ｐα≦246exp（−0.269ε）−20 …… ただし、Ｐα＝824−462（Ｃ＋Ｎ）−9.2Si−8.1Mn −13.7Cr−29Ni−68Nb ……′ を満足する組成よりなる鋼に、10％以上の減面率の冷間
加工を施した後、400〜600℃で時効処理を行ない、耐力
および引張強さをさらに向上させたことを特徴とする非
磁性高強度ステンレス鋼の製造方法。 - 【請求項４】重量％で、C:0.01〜0.30％、Si:0.1〜1.2
未満％、Mn:1.0〜6.0％、P:0.03％以下、S:0.03％以
下、Ni:8〜16％、Cr:16〜22％、N:0.20超過〜0.35％、A
l:0.05％以下、Mg:0.001〜0.05％、Ca:0.001〜0.05％、
およびV:0.03〜0.30％,Nb:0.03〜0.30％のうちの１種ま
たは２種、さらにCu:1.0〜4.0％,Mo:0.5〜5.0％のうち
の１種または２種を含み、残部Feおよび不可避的不純物
からなり、かつパラメータＰαと冷間加工歪ε（真歪で
正の値にとる）との関係が次の不等式 Ｐα≦246exp（−0.269ε）−20 …… ただし、Ｐα＝824−462（Ｃ＋Ｎ）−9.2Si−8.1Mn −13.7Cr−29（Ni＋Cu）−18.5Mo−68Nb …… を満足する組成よりなる鋼に、10％以上の減面率の冷間
加工を施した後、400〜600℃で時効処理を行ない、耐力
および引張強さをさらに向上させたことを特徴とする非
磁性高強度ステンレス鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP60159537A JP2533481B2 (ja) | 1985-07-19 | 1985-07-19 | 非磁性高強度ステンレス鋼およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP60159537A JP2533481B2 (ja) | 1985-07-19 | 1985-07-19 | 非磁性高強度ステンレス鋼およびその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6220855A JPS6220855A (ja) | 1987-01-29 |
| JP2533481B2 true JP2533481B2 (ja) | 1996-09-11 |
Family
ID=15695931
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP60159537A Expired - Fee Related JP2533481B2 (ja) | 1985-07-19 | 1985-07-19 | 非磁性高強度ステンレス鋼およびその製造方法 |
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| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2533481B2 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR101488293B1 (ko) * | 2012-12-20 | 2015-01-30 | 현대자동차주식회사 | 오스테나이트계 스테인리스강 |
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|---|---|---|---|---|
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| JPH0759723B2 (ja) * | 1988-12-07 | 1995-06-28 | 新日本製鐵株式会社 | 高硬度非磁性ステンレス鋼の製造方法 |
| JP2591256B2 (ja) * | 1990-05-21 | 1997-03-19 | 住友金属工業株式会社 | 高強度非磁性鋼 |
| JP4718197B2 (ja) * | 2004-03-23 | 2011-07-06 | 宇部日東化成株式会社 | フレキシブル金属箔積層体製造装置と該装置を用いた製造方法 |
| JP4841308B2 (ja) * | 2006-05-12 | 2011-12-21 | 日新製鋼株式会社 | 高強度非磁性ステンレス鋼板及びその製造方法 |
| JP5155634B2 (ja) * | 2007-09-27 | 2013-03-06 | 日本精線株式会社 | 耐水素性ばね用ステンレス鋼線及びそれを用いた耐水素性ばね製品 |
| JP5843127B2 (ja) * | 2011-02-28 | 2016-01-13 | 国立研究開発法人物質・材料研究機構 | 高強度非磁性オーステナイト系ステンレス鋼材の製造方法 |
| JP5988065B2 (ja) * | 2015-05-14 | 2016-09-07 | 国立研究開発法人物質・材料研究機構 | 高強度非磁性オーステナイト系ステンレス鋼材 |
| JP6772076B2 (ja) * | 2017-01-05 | 2020-10-21 | 日鉄ステンレス株式会社 | 非磁性オーステナイト系ステンレス鋼板および非磁性部材の製造方法 |
| WO2019097691A1 (ja) * | 2017-11-17 | 2019-05-23 | 日新製鋼株式会社 | オーステナイト系ステンレス鋼板およびその製造方法 |
| CN108220822A (zh) * | 2018-01-15 | 2018-06-29 | 宿州博斯特精密铸造有限公司 | 一种高强度无磁不锈钢 |
| JP7513867B2 (ja) * | 2020-03-06 | 2024-07-10 | 日本製鉄株式会社 | オーステナイト系ステンレス鋼及びオーステナイト系ステンレス鋼の製造方法 |
| CN111748739B (zh) * | 2020-06-29 | 2021-12-14 | 马鞍山钢铁股份有限公司 | 一种抗拉强度＞2100MPa耐热弹簧钢及其生产方法 |
| CN115141986B (zh) * | 2021-03-31 | 2023-11-10 | 中国科学院金属研究所 | 一种超低温结构用奥氏体钢及其制备工艺 |
| JP7513827B1 (ja) * | 2023-11-01 | 2024-07-09 | 日鉄ステンレス株式会社 | オーステナイト系ステンレス鋼板及び携帯電子機器用部品 |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| DE2733473C2 (de) * | 1977-07-25 | 1986-04-17 | Heinrich Dr.-Ing. 4714 Selm Spodig | Verwendung eines unabgeschirmten dauermagnetischen Doppeljochsystems für Separierzwecke |
| JPS5929106B2 (ja) * | 1980-05-14 | 1984-07-18 | 愛知製鋼株式会社 | 高強度オ−ステナイト系ステンレス鋼 |
| JPH062931B2 (ja) * | 1983-09-30 | 1994-01-12 | 住友金属工業株式会社 | 電子装置部品用ステンレス系非磁性鋼 |
-
1985
- 1985-07-19 JP JP60159537A patent/JP2533481B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR101488293B1 (ko) * | 2012-12-20 | 2015-01-30 | 현대자동차주식회사 | 오스테나이트계 스테인리스강 |
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| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS6220855A (ja) | 1987-01-29 |
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