JP2956427B2 - 耐摩耗性に優れた析出硬化型ステンレス鋼材の製造方法 - Google Patents
耐摩耗性に優れた析出硬化型ステンレス鋼材の製造方法Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】この発明は、船舶用、ダム土砂放
流路用および水門用など、水環境で高い耐摩耗性を必要
とする耐摩耗性に優れた析出硬化型ステンレス鋼材の製
造方法に関するものである。
流路用および水門用など、水環境で高い耐摩耗性を必要
とする耐摩耗性に優れた析出硬化型ステンレス鋼材の製
造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】近年、高速船の水中翼およびスクリュ
ー、および、ダムの土砂放流路等に、高強度ステンレス
鋼材が利用されつつある。これらの用途の特徴は、水環
境で裸使用されるため耐食性を必要とされること、およ
び、水泡によって生じる衝撃および土砂等による減耗を
防ぐため、高い耐摩耗性を必要とされることである。
ー、および、ダムの土砂放流路等に、高強度ステンレス
鋼材が利用されつつある。これらの用途の特徴は、水環
境で裸使用されるため耐食性を必要とされること、およ
び、水泡によって生じる衝撃および土砂等による減耗を
防ぐため、高い耐摩耗性を必要とされることである。
【０００３】従来、耐摩耗性は、材料の硬度とある程度
の相関を示すことが知られているため、耐摩耗用途には
高硬度材が用いられ、特に水環境下での使用に耐える目
的のためには、マルテンサイト系ステンレス鋼の硬さと
耐食性とが好適と言われている。
の相関を示すことが知られているため、耐摩耗用途には
高硬度材が用いられ、特に水環境下での使用に耐える目
的のためには、マルテンサイト系ステンレス鋼の硬さと
耐食性とが好適と言われている。
【０００４】ところが、近年要求されている、上記のよ
うな用途に対しては、マルテンサイト系ステンレス鋼で
も耐摩耗性が不足するため、17Cr-4Ni-Cu 系（17-4PH
鋼）、15Cr-5Ni-Cu 系（15-5PH鋼）等の、マルテンサイ
ト地を更に析出物で硬化させた、析出硬化型ステンレス
鋼の適用が考えられている。このうち、17-4PH鋼は、同
じCr,Ni レベルのステンレス鋼のうちで最も高い硬度レ
ベルが得られる鋼として、汎用の鋼種であり、JIS にも
G 4303 SUS 630 として規格化されている。また、15-5
PH鋼は、これを改良して17-4PH鋼の熱間加工性および靱
性を向上させた鋼種である。
うな用途に対しては、マルテンサイト系ステンレス鋼で
も耐摩耗性が不足するため、17Cr-4Ni-Cu 系（17-4PH
鋼）、15Cr-5Ni-Cu 系（15-5PH鋼）等の、マルテンサイ
ト地を更に析出物で硬化させた、析出硬化型ステンレス
鋼の適用が考えられている。このうち、17-4PH鋼は、同
じCr,Ni レベルのステンレス鋼のうちで最も高い硬度レ
ベルが得られる鋼として、汎用の鋼種であり、JIS にも
G 4303 SUS 630 として規格化されている。また、15-5
PH鋼は、これを改良して17-4PH鋼の熱間加工性および靱
性を向上させた鋼種である。
【０００５】しかしながら、ビッカース硬さ400 以上の
高硬度を有する17-4PH鋼でも、耐摩耗性は十分とは言え
ず、摩減による短寿命が問題である。ダム用途を例にと
ると、土砂放流路の寿命20年を耐える耐食性金属材料と
しては、現在適用が考えられている17-4PH鋼で耐食性お
よび延・靱性はほぼ満足できるが、耐摩耗性としては更
に高いものが良く、経済性としても同等以上のものが最
適であるが、従来そのような代替材料はなかった。他の
用途についても、耐食性および延・靱性を損なわない範
囲で、耐摩耗性は高いほど良いことは共通である。
高硬度を有する17-4PH鋼でも、耐摩耗性は十分とは言え
ず、摩減による短寿命が問題である。ダム用途を例にと
ると、土砂放流路の寿命20年を耐える耐食性金属材料と
しては、現在適用が考えられている17-4PH鋼で耐食性お
よび延・靱性はほぼ満足できるが、耐摩耗性としては更
に高いものが良く、経済性としても同等以上のものが最
適であるが、従来そのような代替材料はなかった。他の
用途についても、耐食性および延・靱性を損なわない範
囲で、耐摩耗性は高いほど良いことは共通である。
【０００６】従来知見としては、Ni含有ステンレス鋼に
おいて、Al, Tiなどの少量添加を行なっても、比較的容
易に金属間化合物相の析出による鋼の硬化はできること
が知られており、同時に耐摩耗性の向上もある程度期待
できると言える。しかしながら、このような手段によっ
て硬化させた場合、著しい靱性の低下を招く結果とな
り、望ましい総合性能が得られない。
おいて、Al, Tiなどの少量添加を行なっても、比較的容
易に金属間化合物相の析出による鋼の硬化はできること
が知られており、同時に耐摩耗性の向上もある程度期待
できると言える。しかしながら、このような手段によっ
て硬化させた場合、著しい靱性の低下を招く結果とな
り、望ましい総合性能が得られない。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】この発明は上記のよう
な問題点を解決するためになされたもので、この発明の
目的は、17-4PH鋼ないし15-5PH鋼などのマルテンサイト
系析出硬化型ステンレス鋼の成分を新たに見直し、新成
分系に対し、熱間加工・溶体化熱処理後に２段熱処理法
を適用することで、従来の析出硬化型ステンレス鋼の耐
食性および延・靱性を維持し、従来の析出硬化型ステン
レス鋼と比較して硬度および耐摩耗性において大幅に上
回る性能を発揮するステンレス鋼材の製造方法を提供す
ることにある。
な問題点を解決するためになされたもので、この発明の
目的は、17-4PH鋼ないし15-5PH鋼などのマルテンサイト
系析出硬化型ステンレス鋼の成分を新たに見直し、新成
分系に対し、熱間加工・溶体化熱処理後に２段熱処理法
を適用することで、従来の析出硬化型ステンレス鋼の耐
食性および延・靱性を維持し、従来の析出硬化型ステン
レス鋼と比較して硬度および耐摩耗性において大幅に上
回る性能を発揮するステンレス鋼材の製造方法を提供す
ることにある。
【０００８】
【課題を解決するための手段】17-4PH鋼、15-5PH鋼は、
Cu富化相の析出によりマルテンサイト地が強化され、高
強度を得る鋼種であるが、特に耐摩耗性に注目して成分
設計がなされた経緯がなく、また、Nb, Cu等の析出強化
成分の役割も不明確で、従来の熱処理法は、経験的に鋼
の強度／靱性バランスをみて決定されたものであった。
Cu富化相の析出によりマルテンサイト地が強化され、高
強度を得る鋼種であるが、特に耐摩耗性に注目して成分
設計がなされた経緯がなく、また、Nb, Cu等の析出強化
成分の役割も不明確で、従来の熱処理法は、経験的に鋼
の強度／靱性バランスをみて決定されたものであった。
【０００９】我々は、まず、同鋼種の析出挙動の詳細を
把握することから出発し、300 から900 ℃の範囲内の詳
細な時間／温度／析出物線図（TTP 線図）を作成して検
討した。その結果、Nbは炭窒化物として析出するがその
強化作用は少ないばかりか、過剰の添加が靱性に悪影響
を与えること、Cuは、Cu富化相として非常に微細な球状
の析出を与える元素で、その添加量に耐摩耗性を著しく
向上する範囲があり、しかも後述するように、その析出
硬化が十分起こるためには、注意深く温度条件、時間条
件を制御した２段時効処理を要すること等を知見した。
把握することから出発し、300 から900 ℃の範囲内の詳
細な時間／温度／析出物線図（TTP 線図）を作成して検
討した。その結果、Nbは炭窒化物として析出するがその
強化作用は少ないばかりか、過剰の添加が靱性に悪影響
を与えること、Cuは、Cu富化相として非常に微細な球状
の析出を与える元素で、その添加量に耐摩耗性を著しく
向上する範囲があり、しかも後述するように、その析出
硬化が十分起こるためには、注意深く温度条件、時間条
件を制御した２段時効処理を要すること等を知見した。
【００１０】この発明は、上述の知見に基づいてなされ
たものであり、本発明のステンレス鋼材の製造方法は、 Ｃ ：０．０５ｗｔ．％以下、 Ｓｉ：１．０ ｗｔ．％以下、 Ｍｎ：１．０ ｗｔ．％以下、 Ｐ ：０．０４ｗｔ．％以下、 Ｓ ：０．０１ｗｔ．％以下、 Ｃｕ： ３．５から ５．５ ｗｔ．％、 Ｎｉ： ３．０から ５．５ ｗｔ．％、 Ｃｒ： １４．０から１７．５ ｗｔ．％、 Ｎｂ： ０．１５から ０．３５ｗｔ．％、 但し、Ｎｂ≦Ｃ×７．８、 および、 残り：Ｆｅおよび不可避的不純物、 からなる化学成分組成を有する鋼塊を溶製し、次いで、
前記鋼塊を熱間圧延して熱延鋼材とし、次いで、前記熱
延鋼材を溶体化処理し、次いで、４３０から５００℃の
範囲内の温度で３０分から２時間の範囲内の加熱を行う
第１時効処理を施こし、次いで、３８０から４５０℃の
範囲内の温度で１から１０時間の範囲内の加熱を行う第
２時効処理を施こすことに特徴を有するものである。
たものであり、本発明のステンレス鋼材の製造方法は、 Ｃ ：０．０５ｗｔ．％以下、 Ｓｉ：１．０ ｗｔ．％以下、 Ｍｎ：１．０ ｗｔ．％以下、 Ｐ ：０．０４ｗｔ．％以下、 Ｓ ：０．０１ｗｔ．％以下、 Ｃｕ： ３．５から ５．５ ｗｔ．％、 Ｎｉ： ３．０から ５．５ ｗｔ．％、 Ｃｒ： １４．０から１７．５ ｗｔ．％、 Ｎｂ： ０．１５から ０．３５ｗｔ．％、 但し、Ｎｂ≦Ｃ×７．８、 および、 残り：Ｆｅおよび不可避的不純物、 からなる化学成分組成を有する鋼塊を溶製し、次いで、
前記鋼塊を熱間圧延して熱延鋼材とし、次いで、前記熱
延鋼材を溶体化処理し、次いで、４３０から５００℃の
範囲内の温度で３０分から２時間の範囲内の加熱を行う
第１時効処理を施こし、次いで、３８０から４５０℃の
範囲内の温度で１から１０時間の範囲内の加熱を行う第
２時効処理を施こすことに特徴を有するものである。
【００１１】
【作用】次に、本発明のステンレス鋼材の製造方法にお
いて、ステンレス鋼の化学成分組成を、上述した範囲内
に限定した理由について、以下に述べる。
いて、ステンレス鋼の化学成分組成を、上述した範囲内
に限定した理由について、以下に述べる。
【００１２】C （炭素）：C は、この発明鋼の母相の強
さを増すことによって耐摩耗性を向上させる元素の一つ
である。C 含有量が0.05wt.%を超えると耐食性に有害で
あり、時効熱処理後の延・靱性を低下させる。従って、
C 含有量は、0.05wt.%以下とすべきである。
さを増すことによって耐摩耗性を向上させる元素の一つ
である。C 含有量が0.05wt.%を超えると耐食性に有害で
あり、時効熱処理後の延・靱性を低下させる。従って、
C 含有量は、0.05wt.%以下とすべきである。
【００１３】Si（シリコン）：Siは、脱酸に有効な元素
であるが、Si含有量が1.0 wt.%を超えると脆化相の析出
を生じ、熱間加工性を阻害する。従って、Si含有量は、
1.0 wt.%以下とすべきである。
であるが、Si含有量が1.0 wt.%を超えると脆化相の析出
を生じ、熱間加工性を阻害する。従って、Si含有量は、
1.0 wt.%以下とすべきである。
【００１４】Mn（マンガン）：Mnは、Niとともにフェラ
イト相の析出を抑え、マルテンサイト相を安定化させ、
また、脱硫剤として鋼中の有害な残留S を固定する作用
を有している。しかしながら、Mn含有量が1.0 wt.%を超
えると熱間加工性に有害である。従って、Mn含有量は1.
0 wt.%以下とすべきである。
イト相の析出を抑え、マルテンサイト相を安定化させ、
また、脱硫剤として鋼中の有害な残留S を固定する作用
を有している。しかしながら、Mn含有量が1.0 wt.%を超
えると熱間加工性に有害である。従って、Mn含有量は1.
0 wt.%以下とすべきである。
【００１５】P （燐）：P は、粒界に偏析し、熱間加工
性を劣化させるとともに、時効後の延・靱性劣化の原因
となるため、その上限を0.04wt.%とすべきである。
性を劣化させるとともに、時効後の延・靱性劣化の原因
となるため、その上限を0.04wt.%とすべきである。
【００１６】S （硫黄）：S は、P と同様、粒界偏析し
て熱間加工性を劣化させる元素であり、特に圧延時の割
れを誘発する元素であることが明らかになっており、そ
の含有量は少ないほど良い。最大の許容限が0.01wt.%で
あるため、その上限は0.01wt.%とすべきである。
て熱間加工性を劣化させる元素であり、特に圧延時の割
れを誘発する元素であることが明らかになっており、そ
の含有量は少ないほど良い。最大の許容限が0.01wt.%で
あるため、その上限は0.01wt.%とすべきである。
【００１７】Cu（銅）：Cuは、析出強化および耐摩耗性
向上の主役を演じる元素であって、時効中にCu富化相と
して析出し、基地の強化および耐摩耗性向上に効果があ
る。我々の研究によれば、Cuの添加量、時効時間および
耐摩耗性向上効果の三者に密接な関係があり、後述する
２段時効の効果が著しく発揮されるのは、Cu含有量が3.
5 wt.%以上のときに限られる。しかしながら、Cu含有量
が5.5 wt.%を超えると上記効果は飽和するとともに、鋼
の延・靱性を著しく阻害する。従って、Cu含有量は 3.5
から5.5 wt.%の範囲内に限定すべきである。
向上の主役を演じる元素であって、時効中にCu富化相と
して析出し、基地の強化および耐摩耗性向上に効果があ
る。我々の研究によれば、Cuの添加量、時効時間および
耐摩耗性向上効果の三者に密接な関係があり、後述する
２段時効の効果が著しく発揮されるのは、Cu含有量が3.
5 wt.%以上のときに限られる。しかしながら、Cu含有量
が5.5 wt.%を超えると上記効果は飽和するとともに、鋼
の延・靱性を著しく阻害する。従って、Cu含有量は 3.5
から5.5 wt.%の範囲内に限定すべきである。
【００１８】Ni（ニッケル）：Niは、フェライト相の析
出を抑え、焼き入れ性を高める元素である。この効果
は、Ni含有量が3.0 wt.%未満では不十分である。逆にNi
含有量が5.5 wt.%を超えると、焼き入れ後の残留オース
テナイトが増加し、硬度および耐摩耗性を低下させる。
従って、Ni含有量は3.0 から5.5 wt.%の範囲内に限定す
べきである。
出を抑え、焼き入れ性を高める元素である。この効果
は、Ni含有量が3.0 wt.%未満では不十分である。逆にNi
含有量が5.5 wt.%を超えると、焼き入れ後の残留オース
テナイトが増加し、硬度および耐摩耗性を低下させる。
従って、Ni含有量は3.0 から5.5 wt.%の範囲内に限定す
べきである。
【００１９】Cr（クロム）：Crは、ステンレス鋼に水環
境下の耐食性を与える基本元素である。Cr含有量が14.0
wt.%未満では十分な耐食性が得られない。一方、Cr含有
量が17.5wt.%超では、相バランスが崩れ、δフェライト
が増加して熱間加工性を害するうえ、靱性を劣化させ
る。従って、Cr含有量は14.0から17.5wt.%の範囲内に限
定すべきである。
境下の耐食性を与える基本元素である。Cr含有量が14.0
wt.%未満では十分な耐食性が得られない。一方、Cr含有
量が17.5wt.%超では、相バランスが崩れ、δフェライト
が増加して熱間加工性を害するうえ、靱性を劣化させ
る。従って、Cr含有量は14.0から17.5wt.%の範囲内に限
定すべきである。
【００２０】Nb（ニオブ）：Nbは、鋼中のC を固定し
て、粒界へのCr炭化物析出を抑制し、耐食性向上に有効
な元素である。従来用途では、この他に、NbC としての
析出強化が付加的に考慮されてきたが、我々は、NbC の
析出は耐摩耗性向上に殆ど効果がないことを明らかにし
た。Nb含有量が0.15wt.%未満では、C を固定する効果が
十分でない。一方、Nb含有量が0.35wt.%を超えると靱性
に有害である。従って、Nb含有量は0.15から0.35wt.%の
範囲内に限定すべきである。但し、Nb含有量が、C 含有
量の7.8倍を超えると、脆い金属間化合物および複合炭
化物を生じ、鋼の靱性を劣化させる。従って、Nb含有量
は、C 含有量の7.8 倍以下（Nb≦ C×7.8 ）とすべきで
ある。
て、粒界へのCr炭化物析出を抑制し、耐食性向上に有効
な元素である。従来用途では、この他に、NbC としての
析出強化が付加的に考慮されてきたが、我々は、NbC の
析出は耐摩耗性向上に殆ど効果がないことを明らかにし
た。Nb含有量が0.15wt.%未満では、C を固定する効果が
十分でない。一方、Nb含有量が0.35wt.%を超えると靱性
に有害である。従って、Nb含有量は0.15から0.35wt.%の
範囲内に限定すべきである。但し、Nb含有量が、C 含有
量の7.8倍を超えると、脆い金属間化合物および複合炭
化物を生じ、鋼の靱性を劣化させる。従って、Nb含有量
は、C 含有量の7.8 倍以下（Nb≦ C×7.8 ）とすべきで
ある。
【００２１】次に、本発明のステンレス鋼材の製造方法
において、熱処理条件を上述した範囲内に限定した理由
について、以下に述べる。
において、熱処理条件を上述した範囲内に限定した理由
について、以下に述べる。
【００２２】我々は、数多くの熱処理条件の組合せ試行
を繰り返した末、430 〜500 ℃の温度範囲において30分
〜２時間の範囲内で第１時効処理を行ない、引き続いて
380〜450 ℃の温度範囲で１〜10時間の第２時効処理を
施した場合に最も耐摩耗性が良好であることを見出し
た。即ち、上記のような組合せで熱処理を行うことによ
り、高温において析出相の核生成を効率的に起こらし
め、微細且つ均一な分散を達成し、引き続いて更に低温
での時効処理によって、オスワルド成長を抑えた安定的
な析出相の成長を促進し、添加したCuの十分な析出を終
了させることができる。
を繰り返した末、430 〜500 ℃の温度範囲において30分
〜２時間の範囲内で第１時効処理を行ない、引き続いて
380〜450 ℃の温度範囲で１〜10時間の第２時効処理を
施した場合に最も耐摩耗性が良好であることを見出し
た。即ち、上記のような組合せで熱処理を行うことによ
り、高温において析出相の核生成を効率的に起こらし
め、微細且つ均一な分散を達成し、引き続いて更に低温
での時効処理によって、オスワルド成長を抑えた安定的
な析出相の成長を促進し、添加したCuの十分な析出を終
了させることができる。
【００２３】
次に、この発明を実施例により、更に詳細に説明する。 〔実施例１〕本発明 の実施例１について説明する。表１に検討を行っ
た鋼の化学成分組成を示す。表１中の符号Ｎｏ．１から
７が本発明範囲内の化学成分組成を有する本発明鋼であ
り、符号Ｎｏ．８から１５までが本発明範囲外の化学成
分組成を有する比較鋼である。
た鋼の化学成分組成を示す。表１中の符号Ｎｏ．１から
７が本発明範囲内の化学成分組成を有する本発明鋼であ
り、符号Ｎｏ．８から１５までが本発明範囲外の化学成
分組成を有する比較鋼である。
【００２４】
【表１】
【００２５】これらの鋼を真空溶解炉で溶製した後、鋼
塊を1250℃で均熱し熱間圧延によって12mmの厚さの板材
に調製した。こうして得た鋼板を一律1040℃×30分水冷
の条件で溶体化処理（ST）した。次いで、450 ℃×１時
間の加熱による第１時効処理を施こし、次いで、420 ℃
×４時間の加熱による第２時効処理を施して、ステンレ
ス鋼材の供試体を調製した。そして、調製した供試体を
試験片とし、その各々に対して、下記からなる、硬さ試
験、衝撃試験および耐摩耗性試験を実施した。
塊を1250℃で均熱し熱間圧延によって12mmの厚さの板材
に調製した。こうして得た鋼板を一律1040℃×30分水冷
の条件で溶体化処理（ST）した。次いで、450 ℃×１時
間の加熱による第１時効処理を施こし、次いで、420 ℃
×４時間の加熱による第２時効処理を施して、ステンレ
ス鋼材の供試体を調製した。そして、調製した供試体を
試験片とし、その各々に対して、下記からなる、硬さ試
験、衝撃試験および耐摩耗性試験を実施した。
【００２６】硬さ試験は、JIS Z 2244に規定するビッカ
ース硬さ試験法に準拠し、圧延Ｌ断面に対して行った。
試験面の調整は、600 番サンドペーパーがけまで行っ
た。荷重は、98.07 Ｎを適用し、圧痕を５点打って測定
した平均値をＨＶ(10)とした。
ース硬さ試験法に準拠し、圧延Ｌ断面に対して行った。
試験面の調整は、600 番サンドペーパーがけまで行っ
た。荷重は、98.07 Ｎを適用し、圧痕を５点打って測定
した平均値をＨＶ(10)とした。
【００２７】衝撃試験は、JIS Z 2202に規定する第４号
試験片（Ｖノッチ、フルサイズ10×10mm断面）を用い、
JIS Z 2242に規定する衝撃試験法に準拠して行った。試
験片は圧延Ｌ方向に採取し、繰り返し数２で各温度を試
験しシャルピー破面遷移温度vTrs（℃）を求めた。
試験片（Ｖノッチ、フルサイズ10×10mm断面）を用い、
JIS Z 2242に規定する衝撃試験法に準拠して行った。試
験片は圧延Ｌ方向に採取し、繰り返し数２で各温度を試
験しシャルピー破面遷移温度vTrs（℃）を求めた。
【００２８】摩耗試験については、図２に示す試験装置
および図３に示す試験片１（断面Ｂ×全長Ｃ＝10φ×60
mm）により、回転中心から150mm の距離Ａに試験片１を
装着し、試験片回転型の摩耗試験を実施した。水環境で
の耐摩耗性を評価するため、摩耗材として天然珪砂と純
水とを重量比で２対１に混合した液体２を装置３に満た
して使用した。温度は室温とし、回転速は試験片位置で
の周速４ｍ／sec 、試験時間を４時間とした。JIS G 31
01に規定される一般構造用鋼SS400 で作成した試験片を
標準試料として装着し、これと供試体の試験片との減耗
量の相対的な割合(Rw)で耐摩耗性の評価を行った。
および図３に示す試験片１（断面Ｂ×全長Ｃ＝10φ×60
mm）により、回転中心から150mm の距離Ａに試験片１を
装着し、試験片回転型の摩耗試験を実施した。水環境で
の耐摩耗性を評価するため、摩耗材として天然珪砂と純
水とを重量比で２対１に混合した液体２を装置３に満た
して使用した。温度は室温とし、回転速は試験片位置で
の周速４ｍ／sec 、試験時間を４時間とした。JIS G 31
01に規定される一般構造用鋼SS400 で作成した試験片を
標準試料として装着し、これと供試体の試験片との減耗
量の相対的な割合(Rw)で耐摩耗性の評価を行った。
【００２９】表２に各種特性をまとめて示す。衝撃特性
vTrsおよび耐摩耗性を示すRw値には、それぞれ○印およ
び×印で評価を付した。破面遷移温度vTrsの評価基準は
０℃とした。即ち、脆性破壊する条件が、水環境の最低
温度０℃より低温（０℃以下）である場合を○印、高温
（０℃超）である場合を×印と評価した。また、耐摩耗
性は、従来の17-4PH鋼時効熱処理材並（Rw＝0.65）より
劣る場合を×印、同等またはこれを上回る特性を示す場
合を○印と評価した。
vTrsおよび耐摩耗性を示すRw値には、それぞれ○印およ
び×印で評価を付した。破面遷移温度vTrsの評価基準は
０℃とした。即ち、脆性破壊する条件が、水環境の最低
温度０℃より低温（０℃以下）である場合を○印、高温
（０℃超）である場合を×印と評価した。また、耐摩耗
性は、従来の17-4PH鋼時効熱処理材並（Rw＝0.65）より
劣る場合を×印、同等またはこれを上回る特性を示す場
合を○印と評価した。
【００３０】
【表２】
【００３１】表２に示すように、比較鋼No. ８のような
低Cu量では、時効後の硬度向上は十分でなく、耐摩耗性
も劣る。ところが、比較鋼No. 12のように、Cuが過剰と
なると、靱性の低下によってvTrs≦０℃を満足できな
い。
低Cu量では、時効後の硬度向上は十分でなく、耐摩耗性
も劣る。ところが、比較鋼No. 12のように、Cuが過剰と
なると、靱性の低下によってvTrs≦０℃を満足できな
い。
【００３２】また、Nb量については、比較鋼No. ９から
明らかなように、その含有量が過剰であると靱性が劣化
し、比較鋼No. 14の例では、逆に添加が十分でないため
NbCとして固定しきれないC が多量となり、粒界に偏析
したCr炭化物が脆性破壊の拠点となり易くなるため、や
はり脆性が低下する。比較鋼No. 10も同様に、C 含有量
が多量に過ぎ、靱性が低下している。
明らかなように、その含有量が過剰であると靱性が劣化
し、比較鋼No. 14の例では、逆に添加が十分でないため
NbCとして固定しきれないC が多量となり、粒界に偏析
したCr炭化物が脆性破壊の拠点となり易くなるため、や
はり脆性が低下する。比較鋼No. 10も同様に、C 含有量
が多量に過ぎ、靱性が低下している。
【００３３】比較鋼No. 11では、Cr含有量が過多のため
フェライト量、残留オーステナイト量がともに過剰に増
加し、時効後の硬度、耐摩耗性が向上せず靱性にも劣る
典型例が示されている。残留オーステナイト量の過剰に
よる硬度、耐摩耗性不足は、比較鋼No.13 のようにNi含
有量が過剰な場合も同様で、望ましくない。逆に、比較
鋼No. 15のように、Ni含有量が不足な場合、フェライト
量が過多のため、靱性が劣る。
フェライト量、残留オーステナイト量がともに過剰に増
加し、時効後の硬度、耐摩耗性が向上せず靱性にも劣る
典型例が示されている。残留オーステナイト量の過剰に
よる硬度、耐摩耗性不足は、比較鋼No.13 のようにNi含
有量が過剰な場合も同様で、望ましくない。逆に、比較
鋼No. 15のように、Ni含有量が不足な場合、フェライト
量が過多のため、靱性が劣る。
【００３４】これに対して、本発明鋼No. １から７で
は、成分の適正なバランスにより上記のような問題はな
く、最適化されたCu含有量により従来の17-4PH鋼を大き
く上回る時効硬化量が達成され、著しく優れた耐摩耗性
を得ることができる。
は、成分の適正なバランスにより上記のような問題はな
く、最適化されたCu含有量により従来の17-4PH鋼を大き
く上回る時効硬化量が達成され、著しく優れた耐摩耗性
を得ることができる。
【００３５】〔実施例２〕本発明 の実施例２について、説明する。表３は、検討し
た熱処理条件から特徴的なものを抜粋し、耐摩耗性を測
定した結果を示すものである。供試鋼は、表１に示す本
発明鋼Ｎｏ．４を使用した。また、一部に表１に示す比
較鋼Ｎｏ．８を使用して得られた値を表３中の括弧内に
併せて付記した。
た熱処理条件から特徴的なものを抜粋し、耐摩耗性を測
定した結果を示すものである。供試鋼は、表１に示す本
発明鋼Ｎｏ．４を使用した。また、一部に表１に示す比
較鋼Ｎｏ．８を使用して得られた値を表３中の括弧内に
併せて付記した。
【００３６】
【表３】
【００３７】表３には、試行した熱処理条件を、縦軸の
第１時効熱処理条件、横軸の第２時効熱処理条件の組合
せで示し、耐摩耗性試験結果については、得られたRw値
（Rw＝Ｒ／ＲSS400 ×100 ％）を示す。表３中には、17
-4PH鋼に対する従来法の熱処理、即ち、JIS G 4303に規
定するH900（480 ℃熱処理）、H1025 （550 ℃熱処
理）、H1075 （570 〜590 ℃熱処理）、H1150 （620 ℃
熱処理）で実施した結果についても比較している。いず
れも単一の熱処理であり、表３中には値の右に“JIS ”
と付記して示す。JIS 法の中では、H900が最も高い耐摩
耗性を与えるが、その値はRw＝0.65のレベルにとどまっ
ており、太枠内に示す本発明法による耐摩耗性は、これ
より10から15％も優れている。
第１時効熱処理条件、横軸の第２時効熱処理条件の組合
せで示し、耐摩耗性試験結果については、得られたRw値
（Rw＝Ｒ／ＲSS400 ×100 ％）を示す。表３中には、17
-4PH鋼に対する従来法の熱処理、即ち、JIS G 4303に規
定するH900（480 ℃熱処理）、H1025 （550 ℃熱処
理）、H1075 （570 〜590 ℃熱処理）、H1150 （620 ℃
熱処理）で実施した結果についても比較している。いず
れも単一の熱処理であり、表３中には値の右に“JIS ”
と付記して示す。JIS 法の中では、H900が最も高い耐摩
耗性を与えるが、その値はRw＝0.65のレベルにとどまっ
ており、太枠内に示す本発明法による耐摩耗性は、これ
より10から15％も優れている。
【００３８】図１は、第１時効処理条件を本発明範囲内
の450 ℃×１時間または本発明範囲外の450 ℃×８時間
とし、第２時効熱処理条件を400 ℃×0.5 〜16時間とし
た場合の耐摩耗性変化を、本発明鋼No. ４および比較鋼
No. ８について示したものである。本発明の請求範囲内
条件で熱処理した場合に、著しい耐摩耗性の向上があ
り、図１中に点線で示したRw＝0.65（従来材並）のレベ
ルを大きく上回っている。比較鋼No. ８について、本発
明請求範囲内の熱処理を施しても、このような耐摩耗性
向上は見られない。本発明熱処理条件範囲は、表３中に
太枠で示す範囲であり、いずれもRw＝0.65を上回る、優
れた耐摩耗性を示している。第２時効熱処理が長時間に
過ぎると、表３中に示すように靱性の劣化があり、実使
用上望ましくない。vTrs≧０℃となったものについて
は、表３中に示す値の横に“黒三角印”を付して示す。
本発明材は、靱性の観点からも問題ないことが理解でき
る。
の450 ℃×１時間または本発明範囲外の450 ℃×８時間
とし、第２時効熱処理条件を400 ℃×0.5 〜16時間とし
た場合の耐摩耗性変化を、本発明鋼No. ４および比較鋼
No. ８について示したものである。本発明の請求範囲内
条件で熱処理した場合に、著しい耐摩耗性の向上があ
り、図１中に点線で示したRw＝0.65（従来材並）のレベ
ルを大きく上回っている。比較鋼No. ８について、本発
明請求範囲内の熱処理を施しても、このような耐摩耗性
向上は見られない。本発明熱処理条件範囲は、表３中に
太枠で示す範囲であり、いずれもRw＝0.65を上回る、優
れた耐摩耗性を示している。第２時効熱処理が長時間に
過ぎると、表３中に示すように靱性の劣化があり、実使
用上望ましくない。vTrs≧０℃となったものについて
は、表３中に示す値の横に“黒三角印”を付して示す。
本発明材は、靱性の観点からも問題ないことが理解でき
る。
【００３９】
【発明の効果】以上説明したように、この発明によれ
ば、17-4PHないし15-5PH析出硬化型ステンレス鋼からか
け離れた成分系とならずに、耐食性、延・靱性を維持
し、従来得られていた析出硬化型ステンレス鋼と比較し
て、硬度、耐摩耗性において大幅に上回る性能を発揮す
るステンレス鋼を提供でき、水環境中での耐摩耗材料の
寿命を大幅に改善することができ、同時に、硬度、強度
においても、従来材の析出硬化型ステンレス鋼材を上回
る性能が得られ、かくして、工業上有用な効果がもたら
される。
ば、17-4PHないし15-5PH析出硬化型ステンレス鋼からか
け離れた成分系とならずに、耐食性、延・靱性を維持
し、従来得られていた析出硬化型ステンレス鋼と比較し
て、硬度、耐摩耗性において大幅に上回る性能を発揮す
るステンレス鋼を提供でき、水環境中での耐摩耗材料の
寿命を大幅に改善することができ、同時に、硬度、強度
においても、従来材の析出硬化型ステンレス鋼材を上回
る性能が得られ、かくして、工業上有用な効果がもたら
される。
【図１】第１時効熱処理条件を450 ℃×１時間または８
時間とし、第２時効熱処理条件を400 ℃×0.5 〜16時間
とした場合の耐摩耗性変化を、本発明鋼および比較鋼に
ついて示すグラフである。
時間とし、第２時効熱処理条件を400 ℃×0.5 〜16時間
とした場合の耐摩耗性変化を、本発明鋼および比較鋼に
ついて示すグラフである。
【図２】水環境下での耐摩耗性評価に用いた試験装置を
示す説明図である。
示す説明図である。
【図３】水環境下での耐摩耗性評価に用いた試験片形状
を示す説明図である。
を示す説明図である。
１ 試験片 ２ 液体 ３ 試験装置
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (58)調査した分野(Int.Cl.6，ＤＢ名) C21D 6/00 102 C22C 38/00 302 C22C 38/48
Claims (1)
- 【請求項１】 Ｃ ：０．０５ｗｔ．％以下、 Ｓｉ：１．０ ｗｔ．％以下、 Ｍｎ：１．０ ｗｔ．％以下、 Ｐ ：０．０４ｗｔ．％以下、 Ｓ ：０．０１ｗｔ．％以下、 Ｃｕ： ３．５から ５．５ ｗｔ．％、 Ｎｉ： ３．０から ５．５ ｗｔ．％、 Ｃｒ： １４．０から１７．５ ｗｔ．％、 Ｎｂ： ０．１５から ０．３５ｗｔ．％、 但し、Ｎｂ≦Ｃ×７．８、 および、 残り：Ｆｅおよび不可避的不純物、 からなる化学成分組成を有する鋼塊を溶製し、次いで、
前記鋼塊を熱間圧延して熱延鋼材とし、次いで、前記熱
延鋼材を溶体化処理し、次いで、４３０から５００℃の
範囲内の温度で３０分から２時間の範囲内の加熱を行う
第１時効処理を施こし、次いで、３８０から４５０℃の
範囲内の温度で１から１０時間の範囲内の加熱を行う第
２時効処理を施こすことを特徴とする耐摩耗性に優れた
析出硬化型ステンレス鋼材の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP19177993A JP2956427B2 (ja) | 1993-07-05 | 1993-07-05 | 耐摩耗性に優れた析出硬化型ステンレス鋼材の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP19177993A JP2956427B2 (ja) | 1993-07-05 | 1993-07-05 | 耐摩耗性に優れた析出硬化型ステンレス鋼材の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0718387A JPH0718387A (ja) | 1995-01-20 |
| JP2956427B2 true JP2956427B2 (ja) | 1999-10-04 |
Family
ID=16280401
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP19177993A Expired - Lifetime JP2956427B2 (ja) | 1993-07-05 | 1993-07-05 | 耐摩耗性に優れた析出硬化型ステンレス鋼材の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2956427B2 (ja) |
Families Citing this family (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN1302129C (zh) * | 2004-06-11 | 2007-02-28 | 宝钢集团上海五钢有限公司 | 0Cr17Ni4Cu4Nb铸锭的轧制开坯生产方法 |
| JP5402462B2 (ja) | 2009-09-24 | 2014-01-29 | 富士通株式会社 | カードコネクタ及びそれを備えた電子装置 |
| CN102836870B (zh) * | 2011-06-23 | 2015-04-01 | 宝钢特钢有限公司 | 奥氏体不锈耐热气阀钢21-4n大铸锭轧制开坯的生产方法 |
| CN102921721B (zh) * | 2012-10-26 | 2015-06-03 | 宝钢特钢有限公司 | 一种高负荷发动机排气阀用钢的铸锭轧制开坯的生产方法 |
| CN104451424A (zh) * | 2014-11-14 | 2015-03-25 | 无锡信大气象传感网科技有限公司 | 一种称重传感器的Cr-Ni弹性体材料 |
| CN110964889B (zh) * | 2019-12-19 | 2021-09-14 | 陕西宏远航空锻造有限责任公司 | 一种05Cr17Ni4Cu4Nb汽轮机低压末级叶片毛坯热处理的方法 |
| CN113789430B (zh) * | 2021-09-10 | 2023-03-14 | 贵州群建精密机械有限公司 | 一种提高05Cr17Ni4Cu4Nb钢力学性能的热处理方法 |
-
1993
- 1993-07-05 JP JP19177993A patent/JP2956427B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0718387A (ja) | 1995-01-20 |
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