JP3328791B2 - 冷間加工性に優れたマルテンサイト系ステンレス鋼線材とその製造方法 - Google Patents
冷間加工性に優れたマルテンサイト系ステンレス鋼線材とその製造方法Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、難冷間加工なマルテン
サイト系ステンレス鋼のねじ、ボルト、釘、ばね等の冷
間成形性を改善するための線材およびその製造方法に関
するものである。
サイト系ステンレス鋼のねじ、ボルト、釘、ばね等の冷
間成形性を改善するための線材およびその製造方法に関
するものである。
【０００２】
【従来の技術】近年、マルテンサイト系ステンレス鋼線
材が建築・建材や車両等に幅広く使用されるようになっ
てきた。この種のステンレス鋼製品のうち、高強度、高
耐銹性、高靱性等が要求される用途には、ＳＵＳ４１
０、ＳＵＳ４２０Ｊ１等のマルテンサイト系ステンレス
鋼をベースにＮｉ、Ｃ、Ｎ、Ｍｏ等の合金元素を積極的
に添加したマルテンサイト系ステンレス鋼線材が使用さ
れてきた。
材が建築・建材や車両等に幅広く使用されるようになっ
てきた。この種のステンレス鋼製品のうち、高強度、高
耐銹性、高靱性等が要求される用途には、ＳＵＳ４１
０、ＳＵＳ４２０Ｊ１等のマルテンサイト系ステンレス
鋼をベースにＮｉ、Ｃ、Ｎ、Ｍｏ等の合金元素を積極的
に添加したマルテンサイト系ステンレス鋼線材が使用さ
れてきた。
【０００３】建築・建材用のマルテンサイト系ステンレ
ス鋼は、軟化焼鈍後、冷間成形加工により、ねじ、ボル
ト、釘、ばね等の製品に成形され、その後焼入れ・焼戻
しされて高強度・高靱性特性を付与される。このため、
これらの製品加工用線材に対しては、圧縮加工率で６０
％以上の高冷間加工が割れなく可能であることが要求さ
れている。
ス鋼は、軟化焼鈍後、冷間成形加工により、ねじ、ボル
ト、釘、ばね等の製品に成形され、その後焼入れ・焼戻
しされて高強度・高靱性特性を付与される。このため、
これらの製品加工用線材に対しては、圧縮加工率で６０
％以上の高冷間加工が割れなく可能であることが要求さ
れている。
【０００４】従来、マルテンサイト系ステンレス鋼の軟
化熱処理方法は、（ａ）フェライト変態による完全焼
鈍、（ｂ）Ａc1点直下で加熱後冷却する低温焼鈍、
（ｃ）フェライト変態後、Ａc1点直下まで冷却して保持
後、さらに冷却する恒温焼鈍等の焼鈍方法が行われてい
る。しかし、Ｎｉ、Ｃ、Ｎを始め、その他Ｍｏ等の合金
元素を積極的に添加し、製品の焼入れ・焼戻し硬さがＨ
ｖで５００以上、衝撃値が２０Ｊ／ｃｍ2 以上のマルテ
ンサイト系ステンレス鋼線材は軟化熱処理時に微細な炭
窒化物が生成するため軟化し難く、冷間加工性に劣り、
製品成形加工時に加工割れを起こすという問題があっ
た。
化熱処理方法は、（ａ）フェライト変態による完全焼
鈍、（ｂ）Ａc1点直下で加熱後冷却する低温焼鈍、
（ｃ）フェライト変態後、Ａc1点直下まで冷却して保持
後、さらに冷却する恒温焼鈍等の焼鈍方法が行われてい
る。しかし、Ｎｉ、Ｃ、Ｎを始め、その他Ｍｏ等の合金
元素を積極的に添加し、製品の焼入れ・焼戻し硬さがＨ
ｖで５００以上、衝撃値が２０Ｊ／ｃｍ2 以上のマルテ
ンサイト系ステンレス鋼線材は軟化熱処理時に微細な炭
窒化物が生成するため軟化し難く、冷間加工性に劣り、
製品成形加工時に加工割れを起こすという問題があっ
た。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、製品の焼入
れ・焼戻し硬さがＨｖで５００以上、衝撃値が２０Ｊ／
ｃｍ2 以上のマルテンサイト系ステンレス鋼線材の冷間
加工性を向上させることにより、加工率で６０％以上の
高冷間加工が可能なマルテンサイト系ステンレス鋼線材
を安定して提供し、高強度・高靱性のねじ、釘やばね等
の加工製品の製造を可能とすることを目的とするもので
ある。
れ・焼戻し硬さがＨｖで５００以上、衝撃値が２０Ｊ／
ｃｍ2 以上のマルテンサイト系ステンレス鋼線材の冷間
加工性を向上させることにより、加工率で６０％以上の
高冷間加工が可能なマルテンサイト系ステンレス鋼線材
を安定して提供し、高強度・高靱性のねじ、釘やばね等
の加工製品の製造を可能とすることを目的とするもので
ある。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明は、マルテンサイ
ト系ステンレス鋼線材の冷間加工性を向上させる方法に
ついて種々検討した結果、以下の知見を得たことにより
なされたものである。すなわち、本発明者らは、重量％
で、Ｃｒ：１１．０〜１６．０％、Ｎｉ：１．０〜４．
０％、Ｃ：０．１３〜０．３０％、Ｎ：０．０６〜０．
１３％、Ａｌ：０．０１〜０．１０％、Ｓｉ：０．１〜
０．５％、Ｍｎ：０．１〜２．０％、Ｓ：０．００５％
以下、Ｏ：０．００５％以下、Ｎｂ：０．０１％以下、
Ｖ：０．１％以下、Ｔｉ：０．０１％以下を含有し、残
部が実質的にＦｅおよび不可避的不純物からなり、かつ
（１）式で表されるＸの値が６０％以上である鋳片を線
材圧延し、室温まで冷却した後、Ａc1〜（Ａc1＋Ａc3）
／２の温度範囲で１回目の焼鈍を施し、さらにＡc1以下
の温度で（２）式で示されるＬＭＰの値が１７．０以上
を満足する条件で２回目の焼鈍処理を施すことで圧縮加
工率で６０％以上の高冷間加工が可能なマルテンサイト
系ステンレス鋼線材が得られることを見出した。
ト系ステンレス鋼線材の冷間加工性を向上させる方法に
ついて種々検討した結果、以下の知見を得たことにより
なされたものである。すなわち、本発明者らは、重量％
で、Ｃｒ：１１．０〜１６．０％、Ｎｉ：１．０〜４．
０％、Ｃ：０．１３〜０．３０％、Ｎ：０．０６〜０．
１３％、Ａｌ：０．０１〜０．１０％、Ｓｉ：０．１〜
０．５％、Ｍｎ：０．１〜２．０％、Ｓ：０．００５％
以下、Ｏ：０．００５％以下、Ｎｂ：０．０１％以下、
Ｖ：０．１％以下、Ｔｉ：０．０１％以下を含有し、残
部が実質的にＦｅおよび不可避的不純物からなり、かつ
（１）式で表されるＸの値が６０％以上である鋳片を線
材圧延し、室温まで冷却した後、Ａc1〜（Ａc1＋Ａc3）
／２の温度範囲で１回目の焼鈍を施し、さらにＡc1以下
の温度で（２）式で示されるＬＭＰの値が１７．０以上
を満足する条件で２回目の焼鈍処理を施すことで圧縮加
工率で６０％以上の高冷間加工が可能なマルテンサイト
系ステンレス鋼線材が得られることを見出した。
【０００７】 Ｘ＝２８０Ａｌ−５６０Ｎ−２９０Ｃ−６００√Ｓ−１２００Ｏ−６Ｓｉ −５Ｎｉ＋２０７ …（１）式 ＬＭＰ＝（Ｔ＋２７３）×（２０＋ｌｏｇｔ）×１０-3 …（２）式 Ｔ：加熱温度（℃）、ｔ：加熱時間（ｈ） さらに、上記線材を高冷間加工し、焼入れ・焼戻しを施
すことで、複雑な形状で硬さがＨｖで５００以上、衝撃
値が２０Ｊ／ｃｍ2 以上のマルテンサイト系ステンレス
鋼製品が得られることを見出した。
すことで、複雑な形状で硬さがＨｖで５００以上、衝撃
値が２０Ｊ／ｃｍ2 以上のマルテンサイト系ステンレス
鋼製品が得られることを見出した。
【０００８】
【作用】以下に本発明の範囲限定理由を述べる。まず、
請求項１記載の成分の限定理由を述べる。Ｃｒはマルテ
ンサイト系ステンレス鋼で耐銹性を付与するために１
１．０％以上添加した。しかし、１６．０％を超えると
マルテンサイト組織が得られず、硬さがＨｖで５００以
上を得られない。このため、Ｃｒの範囲を１１．０〜１
６．０％に限定した。望ましくは１１．０〜１４．０％
がよい。
請求項１記載の成分の限定理由を述べる。Ｃｒはマルテ
ンサイト系ステンレス鋼で耐銹性を付与するために１
１．０％以上添加した。しかし、１６．０％を超えると
マルテンサイト組織が得られず、硬さがＨｖで５００以
上を得られない。このため、Ｃｒの範囲を１１．０〜１
６．０％に限定した。望ましくは１１．０〜１４．０％
がよい。
【０００９】Ｎｉは焼入れ・焼戻しした製品の靱性を衝
撃値で２０Ｊ／ｃｍ2 以上付与するために１．０％以上
添加する。しかし、Ｎｉが４．０％を超えるとＡc1が低
くなるため焼鈍温度が低くなり、また軟化し難くなって
冷間加工性を確保することができない。このため、Ｎｉ
の上限を４．０％に限定した。望ましくは１．０〜３．
０％がよい。
撃値で２０Ｊ／ｃｍ2 以上付与するために１．０％以上
添加する。しかし、Ｎｉが４．０％を超えるとＡc1が低
くなるため焼鈍温度が低くなり、また軟化し難くなって
冷間加工性を確保することができない。このため、Ｎｉ
の上限を４．０％に限定した。望ましくは１．０〜３．
０％がよい。
【００１０】Ｃは焼入れ・焼戻しした製品硬さをＨｖで
５００以上とするため、０．１３％以上添加する。しか
し、Ｃが０．３０％超では、軟化焼鈍時に粗大炭化物の
生成が多くなり、冷間加工性が確保できないばかりか、
焼入時にも炭化物を生成し、製品の靱性および耐銹性を
劣化させる。このため、Ｃの上限を０．３０％に限定し
た。望ましくは０．１３〜０．２０％がよい。
５００以上とするため、０．１３％以上添加する。しか
し、Ｃが０．３０％超では、軟化焼鈍時に粗大炭化物の
生成が多くなり、冷間加工性が確保できないばかりか、
焼入時にも炭化物を生成し、製品の靱性および耐銹性を
劣化させる。このため、Ｃの上限を０．３０％に限定し
た。望ましくは０．１３〜０．２０％がよい。
【００１１】Ｎは軟化焼鈍時の粗大炭化物の生成を抑
え、冷間加工性を確保し、また母材の耐銹性を確保し、
かつ焼入れ・焼戻しした製品硬さをＨｖで５００以上と
するために０．０６％以上添加する。しかし、Ｎが０．
１３％を超えるとブローホールが生成するばかりか、窒
化物が生成し、焼戻し軟化抵抗となり、冷間加工性を悪
くする。また、製品の耐銹性が劣化する。このため、Ｎ
の上限を０．１３％に限定した。望ましくは０．０６〜
０．１１％がよい。
え、冷間加工性を確保し、また母材の耐銹性を確保し、
かつ焼入れ・焼戻しした製品硬さをＨｖで５００以上と
するために０．０６％以上添加する。しかし、Ｎが０．
１３％を超えるとブローホールが生成するばかりか、窒
化物が生成し、焼戻し軟化抵抗となり、冷間加工性を悪
くする。また、製品の耐銹性が劣化する。このため、Ｎ
の上限を０．１３％に限定した。望ましくは０．０６〜
０．１１％がよい。
【００１２】ＡｌはＡｌＮを生成させることで固溶Ｎを
低減し、軟化焼鈍時の微細窒化物の生成を抑制するため
軟化を容易にし、冷間加工性を向上させる。また、Ａｌ
は強力な脱酸材であるためＯを低減でき、冷間加工性を
向上させる。さらに、Ａｌ脱酸は低Ｓ化を促進させ、冷
間加工性を向上させる。このため、Ａｌを０．０１％以
上添加する。しかしながら、Ａｌが０．１０％を超えて
もその効果は飽和するので、上限を０．１０％に限定し
た。経済的な観点からは、０．０１〜０．０５％がよ
い。
低減し、軟化焼鈍時の微細窒化物の生成を抑制するため
軟化を容易にし、冷間加工性を向上させる。また、Ａｌ
は強力な脱酸材であるためＯを低減でき、冷間加工性を
向上させる。さらに、Ａｌ脱酸は低Ｓ化を促進させ、冷
間加工性を向上させる。このため、Ａｌを０．０１％以
上添加する。しかしながら、Ａｌが０．１０％を超えて
もその効果は飽和するので、上限を０．１０％に限定し
た。経済的な観点からは、０．０１〜０．０５％がよ
い。
【００１３】Ｓｉは軟化焼鈍時に軟化抵抗となる炭窒化
物を生成させ易い元素であり、冷間加工性を悪くするた
め、また脱酸材として有効であることから０．１〜０．
５％の範囲に限定した。望ましくは０．４％以下がよ
い。Ｍｎは脱酸のために０．１％以上添加する。しか
し、２．０％を超えてもその効果は飽和するばかりか、
耐銹性を劣化させることから、Ｍｎの範囲を０．１〜
２．０％に限定した。
物を生成させ易い元素であり、冷間加工性を悪くするた
め、また脱酸材として有効であることから０．１〜０．
５％の範囲に限定した。望ましくは０．４％以下がよ
い。Ｍｎは脱酸のために０．１％以上添加する。しか
し、２．０％を超えてもその効果は飽和するばかりか、
耐銹性を劣化させることから、Ｍｎの範囲を０．１〜
２．０％に限定した。
【００１４】Ｓ、Ｏはマルテンサイト系ステンレス鋼に
おいては冷間加工性を低下させる。このため、割れなく
圧縮加工率で６０％以上の冷間加工をするために、それ
ぞれ０．００５％以下に限定した。望ましくは、Ｓは
０．００３％以下、Ｏは０．００４％以下がよい。Ｎ
ｂ、Ｖ、Ｔｉはスクラップ等の鋼材から含有され、微細
炭窒化物を形成するため軟化抵抗となり、冷間加工性を
劣化させる。このため、Ｎｂを０．０１％以下、Ｖを
０．１％以下、Ｔｉを０．０１％以下に限定した。望ま
しくは、Ｎｂは０．００８％以下、Ｖは０．０８％以
下、Ｔｉは０．００８％以下がよい。
おいては冷間加工性を低下させる。このため、割れなく
圧縮加工率で６０％以上の冷間加工をするために、それ
ぞれ０．００５％以下に限定した。望ましくは、Ｓは
０．００３％以下、Ｏは０．００４％以下がよい。Ｎ
ｂ、Ｖ、Ｔｉはスクラップ等の鋼材から含有され、微細
炭窒化物を形成するため軟化抵抗となり、冷間加工性を
劣化させる。このため、Ｎｂを０．０１％以下、Ｖを
０．１％以下、Ｔｉを０．０１％以下に限定した。望ま
しくは、Ｎｂは０．００８％以下、Ｖは０．０８％以
下、Ｔｉは０．００８％以下がよい。
【００１５】（１）式は焼鈍後の母材の冷間加工性に対
する各元素の影響を調査した結果得られたもので、冷間
加工性に対して影響のある元素とその影響度を示すもの
である。Ｘの値が６０（％）未満になると加工率が６０
％を超える冷間加工時に割れが発生するため、この値を
６０％以上に限定した。次に請求項３記載の軟化焼鈍方
法の限定理由について述べる。
する各元素の影響を調査した結果得られたもので、冷間
加工性に対して影響のある元素とその影響度を示すもの
である。Ｘの値が６０（％）未満になると加工率が６０
％を超える冷間加工時に割れが発生するため、この値を
６０％以上に限定した。次に請求項３記載の軟化焼鈍方
法の限定理由について述べる。
【００１６】上記成分系のマルテンサイト系ステンレス
鋼線材の冷間加工性を向上させるためには、軟化焼鈍に
より低強度・高延性化を図る必要があり、本発明の請求
項３の熱処理を施す。本発明の請求項３における１回目
の焼鈍は、マルテンサイト系ステンレス鋼をＡc1〜（Ａ
c1＋Ａc3）／２の温度範囲で焼鈍することにより、図１
に示すように、焼戻しマルテンサイト組織から炭窒化物
を析出させると同時にオーステナイト相を生成させるも
のである。焼戻しマルテンサイトとオーステナイトの２
相組織にすることにより原子拡散が助長され、焼戻しマ
ルテンサイトとオーステナイト領域の境界が低転位密度
域となり、硬さを低下させる。しかし、１回目の焼鈍温
度がＡc1より低いと原子拡散は助長されず、硬さはあま
り低下しない。逆に、１回目の焼鈍温度が（Ａc1＋
Ａc3）／２より高いとオーステナイト量が多くなり、冷
却時に焼きが入って硬さが上昇する。このため、１回目
の焼鈍温度範囲をＡc1〜（Ａc1＋Ａc3）／２に限定し
た。なお、この限定温度範囲で１時間以上の焼鈍が望ま
しい。
鋼線材の冷間加工性を向上させるためには、軟化焼鈍に
より低強度・高延性化を図る必要があり、本発明の請求
項３の熱処理を施す。本発明の請求項３における１回目
の焼鈍は、マルテンサイト系ステンレス鋼をＡc1〜（Ａ
c1＋Ａc3）／２の温度範囲で焼鈍することにより、図１
に示すように、焼戻しマルテンサイト組織から炭窒化物
を析出させると同時にオーステナイト相を生成させるも
のである。焼戻しマルテンサイトとオーステナイトの２
相組織にすることにより原子拡散が助長され、焼戻しマ
ルテンサイトとオーステナイト領域の境界が低転位密度
域となり、硬さを低下させる。しかし、１回目の焼鈍温
度がＡc1より低いと原子拡散は助長されず、硬さはあま
り低下しない。逆に、１回目の焼鈍温度が（Ａc1＋
Ａc3）／２より高いとオーステナイト量が多くなり、冷
却時に焼きが入って硬さが上昇する。このため、１回目
の焼鈍温度範囲をＡc1〜（Ａc1＋Ａc3）／２に限定し
た。なお、この限定温度範囲で１時間以上の焼鈍が望ま
しい。
【００１７】その後、１回目の焼鈍により焼きが入った
マルテンサイト組織をＡc1以下の温度で２回目の焼鈍を
行う。しかし、２回目の焼鈍温度がＡc1を超えるとオー
ステナイト組織が出現し、冷却時に焼きが入って硬さが
上昇する。このため、２回目の焼鈍温度をＡc1以下に限
定した。この時、このマルテンサイト組織をＡc1以下の
温度で十分軟化させるためには、温度と時間で表される
拡散の指標であるラルソンミラー・パラメータ（ＬＭ
Ｐ）の値が１７．０以上であることが必要である。この
ため、２回目の焼鈍条件はＡc1以下の温度でＬＭＰの値
が１７．０以上に限定した。望ましくは、ＬＭＰの値が
１８．０以上がよい。
マルテンサイト組織をＡc1以下の温度で２回目の焼鈍を
行う。しかし、２回目の焼鈍温度がＡc1を超えるとオー
ステナイト組織が出現し、冷却時に焼きが入って硬さが
上昇する。このため、２回目の焼鈍温度をＡc1以下に限
定した。この時、このマルテンサイト組織をＡc1以下の
温度で十分軟化させるためには、温度と時間で表される
拡散の指標であるラルソンミラー・パラメータ（ＬＭ
Ｐ）の値が１７．０以上であることが必要である。この
ため、２回目の焼鈍条件はＡc1以下の温度でＬＭＰの値
が１７．０以上に限定した。望ましくは、ＬＭＰの値が
１８．０以上がよい。
【００１８】
【実施例】表１、表２（表１のつづき）に試験した材料
の成分を示す。また、表３、表４（表３のつづき−
１）、表５（表３のつづき−２）、表６（表３のつづき
−３）、表７（表３のつづき−４）、表８（表３のつづ
き−５）に実施例の製造条件および評価結果を示す。
の成分を示す。また、表３、表４（表３のつづき−
１）、表５（表３のつづき−２）、表６（表３のつづき
−３）、表７（表３のつづき−４）、表８（表３のつづ
き−５）に実施例の製造条件および評価結果を示す。
【００１９】これらの実施例においては、通常のステン
レス鋼線材の製造工程で、溶製、熱間線材圧延を施し
た。その後、一部の熱間圧延材はＡc1直下で４時間焼鈍
する通常の低温焼鈍を施した。残りの熱間圧延材はＡc1
からＡc3の間の温度範囲で０．５〜５時間の焼鈍を施
し、続いてＡc1前後の温度で０．５〜６時間の焼鈍を施
した。その後、一部を試験片加工し、圧縮試験にて冷間
加工性を評価した。残りの軟化焼鈍後の線材は、１１０
０℃から焼入れ、２００℃で３０分焼戻しを行い、マル
テンサイト組織とした。その後、焼入れ・焼戻し後の製
品の特性として、硬さ、耐銹性、靱性を評価した。
レス鋼線材の製造工程で、溶製、熱間線材圧延を施し
た。その後、一部の熱間圧延材はＡc1直下で４時間焼鈍
する通常の低温焼鈍を施した。残りの熱間圧延材はＡc1
からＡc3の間の温度範囲で０．５〜５時間の焼鈍を施
し、続いてＡc1前後の温度で０．５〜６時間の焼鈍を施
した。その後、一部を試験片加工し、圧縮試験にて冷間
加工性を評価した。残りの軟化焼鈍後の線材は、１１０
０℃から焼入れ、２００℃で３０分焼戻しを行い、マル
テンサイト組織とした。その後、焼入れ・焼戻し後の製
品の特性として、硬さ、耐銹性、靱性を評価した。
【００２０】冷間加工性はφ５×７．５ｍｍの円柱形の
試料で圧縮試験を行い、割れが発生した圧縮率を限界冷
間加工率として評価した。６０％以上加工できた場合は
冷間加工性を○、割れた場合を×とした。本発明例の冷
間加工性は○である。硬さはＪＩＳＺ２２４４により線
材の縦断面中心硬さを測定した。本発明例の焼入れ・焼
戻し後の製品硬さはＨｖで５００以上であった。
試料で圧縮試験を行い、割れが発生した圧縮率を限界冷
間加工率として評価した。６０％以上加工できた場合は
冷間加工性を○、割れた場合を×とした。本発明例の冷
間加工性は○である。硬さはＪＩＳＺ２２４４により線
材の縦断面中心硬さを測定した。本発明例の焼入れ・焼
戻し後の製品硬さはＨｖで５００以上であった。
【００２１】耐銹性評価試験はＪＩＳＺ２３７１により
サイズφ５×１００ｍｍ線材の表層を＃５００研磨し
て、１００時間の塩水噴霧を行った。耐銹性は無発銹の
場合を○、発銹した場合を×とした。本発明例の焼入れ
・焼戻し後の製品の耐銹性は○であった。靱性はＪＩＳ
２２０２よりサイズφ５×５５ｍｍ、深さ１ｍｍのＵノ
ッチの試験片を用いて室温で試験を行い、その時の衝撃
値で評価した。本発明例の焼入れ・焼戻し後の製品の衝
撃値は２０Ｊ／ｃｍ2 以上であった。
サイズφ５×１００ｍｍ線材の表層を＃５００研磨し
て、１００時間の塩水噴霧を行った。耐銹性は無発銹の
場合を○、発銹した場合を×とした。本発明例の焼入れ
・焼戻し後の製品の耐銹性は○であった。靱性はＪＩＳ
２２０２よりサイズφ５×５５ｍｍ、深さ１ｍｍのＵノ
ッチの試験片を用いて室温で試験を行い、その時の衝撃
値で評価した。本発明例の焼入れ・焼戻し後の製品の衝
撃値は２０Ｊ／ｃｍ2 以上であった。
【００２２】
【表１】
【００２３】
【表２】
【００２４】
【表３】
【００２５】
【表４】
【００２６】
【表５】
【００２７】
【表６】
【００２８】
【表７】
【００２９】
【表８】
【００３０】供試鋼Ａ〜Ｅ、Ｓ〜Ｗは２Ｎｉ−０．１６
Ｃ−０．１Ｎを基本成分として耐銹性に寄与する各Ｃｒ
量（％）に対して冷間加工性に寄与するＡｌ量（％）、
Ｓｉ量（％）、Ｓ量（％）、Ｏ量（％）および線材圧延
後の軟化焼鈍の条件を変化させて各特性への影響を調査
し、本発明の効果を確認したものである。供試鋼Ａ〜Ｅ
において本発明の効果が確認できる。
Ｃ−０．１Ｎを基本成分として耐銹性に寄与する各Ｃｒ
量（％）に対して冷間加工性に寄与するＡｌ量（％）、
Ｓｉ量（％）、Ｓ量（％）、Ｏ量（％）および線材圧延
後の軟化焼鈍の条件を変化させて各特性への影響を調査
し、本発明の効果を確認したものである。供試鋼Ａ〜Ｅ
において本発明の効果が確認できる。
【００３１】特に、Ｃｒ量が１１．０〜１４．０％の本
発明例Ｎｏ．１、２、８は、Ｃｒ量が１４．０％超の本
発明例Ｎｏ．９、１０の焼入れ・焼戻し後の硬さがＨｖ
で５３０未満であるのに対して５３０以上であり、その
効果の大きさが著しい。特に、Ｓ量が０．００３％以下
の本発明例Ｎｏ．２は、Ｓ量が０．００３％超の本発明
例Ｎｏ．８の限界冷間加工率が６１％であるのに対して
６８％であり、その効果の大きさが著しい。
発明例Ｎｏ．１、２、８は、Ｃｒ量が１４．０％超の本
発明例Ｎｏ．９、１０の焼入れ・焼戻し後の硬さがＨｖ
で５３０未満であるのに対して５３０以上であり、その
効果の大きさが著しい。特に、Ｓ量が０．００３％以下
の本発明例Ｎｏ．２は、Ｓ量が０．００３％超の本発明
例Ｎｏ．８の限界冷間加工率が６１％であるのに対して
６８％であり、その効果の大きさが著しい。
【００３２】特に、Ｏ量が０．００４％以下の本発明例
Ｎｏ．９は、Ｏ量が０．００４％超の本発明例Ｎｏ．１
０の限界冷間加工率が６２％であるのに対して６８％で
あり、その効果の大きさが著しい。特に、１回目の熱処
理時間が１時間以上の本発明例Ｎｏ．２は、１回目の熱
処理時間が１時間未満の本発明例Ｎｏ．３の限界加工率
が６３％であるのに対して６８％であり、その効果の大
きさが著しい。
Ｎｏ．９は、Ｏ量が０．００４％超の本発明例Ｎｏ．１
０の限界冷間加工率が６２％であるのに対して６８％で
あり、その効果の大きさが著しい。特に、１回目の熱処
理時間が１時間以上の本発明例Ｎｏ．２は、１回目の熱
処理時間が１時間未満の本発明例Ｎｏ．３の限界加工率
が６３％であるのに対して６８％であり、その効果の大
きさが著しい。
【００３３】特に、２回目の熱処理条件のＬＭＰが１
７．０以上の本発明例Ｎｏ．２は、２回目の熱処理条件
のＬＭＰが１７．０未満の本発明例Ｎｏ．４の限界加工
率が６１％であるのに対して６８％であり、その効果の
大きさが著しい。比較例Ｎｏ．５は１回目の焼鈍温度が
（Ａc1＋Ａc3）／２を超えているため軟化硬さが高く、
冷間加工性に劣る。
７．０以上の本発明例Ｎｏ．２は、２回目の熱処理条件
のＬＭＰが１７．０未満の本発明例Ｎｏ．４の限界加工
率が６１％であるのに対して６８％であり、その効果の
大きさが著しい。比較例Ｎｏ．５は１回目の焼鈍温度が
（Ａc1＋Ａc3）／２を超えているため軟化硬さが高く、
冷間加工性に劣る。
【００３４】比較例Ｎｏ．６は２回目の焼鈍温度がＡc1
を超えているため軟化硬さが高く、冷間加工性に劣る。
比較例Ｎｏ．７は通常の低温焼鈍であるため軟化硬さが
高く、冷間加工性に劣る。比較例Ｎｏ．１１はＳ量およ
びＯ量が高いためＸの値が６０未満であり、冷間加工性
に劣る。
を超えているため軟化硬さが高く、冷間加工性に劣る。
比較例Ｎｏ．７は通常の低温焼鈍であるため軟化硬さが
高く、冷間加工性に劣る。比較例Ｎｏ．１１はＳ量およ
びＯ量が高いためＸの値が６０未満であり、冷間加工性
に劣る。
【００３５】比較例Ｎｏ．１２はＳｉ量が高く、Ａｌ量
が低いためＸの値が６０未満であり、冷間加工性に劣
る。比較例Ｎｏ．１３はＸの値が６０未満であり、冷間
加工性に劣る。比較例Ｎｏ．１４はＣｒ量が高いため、
マルテンサイト組織が得られず、焼入れ・焼戻し後の製
品硬さに劣る。
が低いためＸの値が６０未満であり、冷間加工性に劣
る。比較例Ｎｏ．１３はＸの値が６０未満であり、冷間
加工性に劣る。比較例Ｎｏ．１４はＣｒ量が高いため、
マルテンサイト組織が得られず、焼入れ・焼戻し後の製
品硬さに劣る。
【００３６】比較例Ｎｏ．１５はＣｒ量が低いため、焼
入れ・焼戻し後の製品の耐銹性に劣る。供試鋼Ｆ〜Ｋ、
Ｘ〜Ｚ、ＡＡ〜ＡＣは１３．２Ｃｒ−０．１６Ｃ−０．
１Ｎを基本成分として靱性に寄与する各Ｎｉ量（％）お
よび脱酸元素であるＭｎ量（％）に対して、冷間加工性
に寄与するＡｌ量（％）、Ｓｉ量（％）、Ｓ量（％）、
Ｏ量（％）および軟化焼鈍条件を変化させて各特性への
影響を調査し、本発明の効果を確認したものである。供
試鋼Ｆ〜Ｋにおいて本発明の効果が確認できる。
入れ・焼戻し後の製品の耐銹性に劣る。供試鋼Ｆ〜Ｋ、
Ｘ〜Ｚ、ＡＡ〜ＡＣは１３．２Ｃｒ−０．１６Ｃ−０．
１Ｎを基本成分として靱性に寄与する各Ｎｉ量（％）お
よび脱酸元素であるＭｎ量（％）に対して、冷間加工性
に寄与するＡｌ量（％）、Ｓｉ量（％）、Ｓ量（％）、
Ｏ量（％）および軟化焼鈍条件を変化させて各特性への
影響を調査し、本発明の効果を確認したものである。供
試鋼Ｆ〜Ｋにおいて本発明の効果が確認できる。
【００３７】特に、Ｎｉ量が３．０％以下の本発明例Ｎ
ｏ．１６〜１８、２１、２２は、Ｎｉ量が３．０％超の
本発明例Ｎｏ．２３の限界冷間加工率が６２％であるの
に対して６４〜７０％であり、その効果の大きさが著し
い。特に、Ｓｉ量が０．４％以下の本発明例Ｎｏ．１７
は、Ｓｉ量が０．４％超の本発明例Ｎｏ．１６の限界冷
間加工率が６４％であるのに対して７０％であり、その
効果の大きさが著しい。
ｏ．１６〜１８、２１、２２は、Ｎｉ量が３．０％超の
本発明例Ｎｏ．２３の限界冷間加工率が６２％であるの
に対して６４〜７０％であり、その効果の大きさが著し
い。特に、Ｓｉ量が０．４％以下の本発明例Ｎｏ．１７
は、Ｓｉ量が０．４％超の本発明例Ｎｏ．１６の限界冷
間加工率が６４％であるのに対して７０％であり、その
効果の大きさが著しい。
【００３８】特に、Ａｌ量が０．０５％以下の本発明例
Ｎｏ．１８は、Ａｌ量が０．０５％超の本発明例Ｎｏ．
２３の限界冷間加工率が６６％であるのに対して６５％
であり、Ａｌの効果は０．０５％超で飽和している。比
較例Ｎｏ．１９は１回目の焼鈍温度がＡc1より低いため
軟化硬さが高く、冷間加工性に劣る。
Ｎｏ．１８は、Ａｌ量が０．０５％超の本発明例Ｎｏ．
２３の限界冷間加工率が６６％であるのに対して６５％
であり、Ａｌの効果は０．０５％超で飽和している。比
較例Ｎｏ．１９は１回目の焼鈍温度がＡc1より低いため
軟化硬さが高く、冷間加工性に劣る。
【００３９】比較例Ｎｏ．２０は通常の低温焼鈍である
ため軟化硬さが高く、冷間加工性に劣る。比較例Ｎｏ．
２１はＭｎ量が高いため、焼入れ・焼戻し後の製品の耐
銹性に劣る。比較例Ｎｏ．２４はＳｉ量が高く、Ａｌ量
が低いため、冷間加工性に劣る。
ため軟化硬さが高く、冷間加工性に劣る。比較例Ｎｏ．
２１はＭｎ量が高いため、焼入れ・焼戻し後の製品の耐
銹性に劣る。比較例Ｎｏ．２４はＳｉ量が高く、Ａｌ量
が低いため、冷間加工性に劣る。
【００４０】比較例Ｎｏ．２５はＳ量が高いため、冷間
加工性に劣る。比較例Ｎｏ．２７はＳｉ量が高く、Ａｌ
量が低いため、冷間加工性に劣る。比較例Ｎｏ．２８は
冷間加工性を満足するにも関わらず、Ｎｉ量が低いため
焼入れ・焼戻し後の製品特性の靱性に劣る。Ｎｏ．２９
は逆にＮｉ量が高いため素材強度が高く、冷間加工性に
劣る。
加工性に劣る。比較例Ｎｏ．２７はＳｉ量が高く、Ａｌ
量が低いため、冷間加工性に劣る。比較例Ｎｏ．２８は
冷間加工性を満足するにも関わらず、Ｎｉ量が低いため
焼入れ・焼戻し後の製品特性の靱性に劣る。Ｎｏ．２９
は逆にＮｉ量が高いため素材強度が高く、冷間加工性に
劣る。
【００４１】供試鋼Ｌ〜Ｏ、ＡＤ〜ＡＨは１４Ｃｒ−
２．５Ｎｉを基本成分として焼入硬さに寄与する各Ｃ量
（％）および各Ｎ量（％）に対して、冷間加工性に寄与
するＡｌ量（％）、Ｓｉ量（％）、Ｓ量（％）、Ｏ量
（％）および軟化焼鈍条件を変化させて各特性への影響
を調査し、本発明の効果を確認したものである。供試鋼
Ｌ〜Ｏにおいて本発明の効果が確認できる。
２．５Ｎｉを基本成分として焼入硬さに寄与する各Ｃ量
（％）および各Ｎ量（％）に対して、冷間加工性に寄与
するＡｌ量（％）、Ｓｉ量（％）、Ｓ量（％）、Ｏ量
（％）および軟化焼鈍条件を変化させて各特性への影響
を調査し、本発明の効果を確認したものである。供試鋼
Ｌ〜Ｏにおいて本発明の効果が確認できる。
【００４２】特に、Ｃ量が０．２０％以下、Ｎ量が０．
１１以下の本発明例Ｎｏ．３１、３２は、Ｃ量が０．２
０％超の本発明例Ｎｏ．３５の限界冷間加工率が６２
％、Ｎ量が０．１１％超の本発明例Ｎｏ．３０の限界冷
間加工率が６３％であるのに対して７０％以上であり、
その効果の大きさが著しい。比較例Ｎｏ．３３は２回目
の焼鈍条件：ＬＭＰが１７．０未満であるため軟化硬さ
が高く、冷間加工性に劣る。
１１以下の本発明例Ｎｏ．３１、３２は、Ｃ量が０．２
０％超の本発明例Ｎｏ．３５の限界冷間加工率が６２
％、Ｎ量が０．１１％超の本発明例Ｎｏ．３０の限界冷
間加工率が６３％であるのに対して７０％以上であり、
その効果の大きさが著しい。比較例Ｎｏ．３３は２回目
の焼鈍条件：ＬＭＰが１７．０未満であるため軟化硬さ
が高く、冷間加工性に劣る。
【００４３】比較例Ｎｏ．３４は通常の低温焼鈍である
ため軟化硬さが高く、冷間加工性に劣る。比較例Ｎｏ．
３６はＳｉ量が高く、Ａｌ量が低いため、冷間加工性に
劣る。比較例Ｎｏ．３７はＣ量が低いため焼入れ・焼戻
し後の製品硬さに劣る。比較例Ｎｏ．３８はＮ量が低い
ため焼入れ・焼戻し後の製品硬さに劣る。
ため軟化硬さが高く、冷間加工性に劣る。比較例Ｎｏ．
３６はＳｉ量が高く、Ａｌ量が低いため、冷間加工性に
劣る。比較例Ｎｏ．３７はＣ量が低いため焼入れ・焼戻
し後の製品硬さに劣る。比較例Ｎｏ．３８はＮ量が低い
ため焼入れ・焼戻し後の製品硬さに劣る。
【００４４】比較例Ｎｏ．３９はＣ量が高いため粗大炭
化物の析出が多く、冷間加工性に劣るばかりか、焼入れ
・焼戻し後の製品の耐銹性及び靱性も劣る。Ｎｏ．４０
はＮ量が高いため軟化抵抗となる微細窒化物の析出が多
く、冷間加工性に劣るばかりか、鋳造時にブローホール
を生成し、製造性に劣り、またＣｒ窒化物を生成し、焼
入れ・焼戻し後の製品の耐銹性に劣る。
化物の析出が多く、冷間加工性に劣るばかりか、焼入れ
・焼戻し後の製品の耐銹性及び靱性も劣る。Ｎｏ．４０
はＮ量が高いため軟化抵抗となる微細窒化物の析出が多
く、冷間加工性に劣るばかりか、鋳造時にブローホール
を生成し、製造性に劣り、またＣｒ窒化物を生成し、焼
入れ・焼戻し後の製品の耐銹性に劣る。
【００４５】供試鋼Ｈ、Ｐ〜Ｒ、Ａｌ〜ＡＫは１３．５
Ｃｒ−２．５Ｎｉ−０．１６Ｃ−０．１Ｎを基本成分と
して微小炭窒化物に寄与するＮｂ量（％）、Ｖ量（％）
およびＴｉ量（％）を変化させて各特性への影響を調査
し、本発明の効果を確認したものである。適用鋼Ｈ、Ｐ
〜Ｒにおいて本発明の効果が確認できる。特に、Ｎｂ量
が０．００８％以下、Ｖ量が０．０８％以下、Ｔｉ量が
０．００８％以下の本発明例Ｎｏ．１８は、Ｎｂ量が
０．００８％超の本発明例Ｎｏ．４１の限界冷間加工率
が６３％、Ｖ量が０．０８％超の本発明例Ｎｏ．４３の
限界冷間加工率が６１％、Ｔｉ量が０．００８％超の本
発明例Ｎｏ．４５の限界冷間加工率６３％であるのに対
して６５％であり、その効果の大きさが著しい。
Ｃｒ−２．５Ｎｉ−０．１６Ｃ−０．１Ｎを基本成分と
して微小炭窒化物に寄与するＮｂ量（％）、Ｖ量（％）
およびＴｉ量（％）を変化させて各特性への影響を調査
し、本発明の効果を確認したものである。適用鋼Ｈ、Ｐ
〜Ｒにおいて本発明の効果が確認できる。特に、Ｎｂ量
が０．００８％以下、Ｖ量が０．０８％以下、Ｔｉ量が
０．００８％以下の本発明例Ｎｏ．１８は、Ｎｂ量が
０．００８％超の本発明例Ｎｏ．４１の限界冷間加工率
が６３％、Ｖ量が０．０８％超の本発明例Ｎｏ．４３の
限界冷間加工率が６１％、Ｔｉ量が０．００８％超の本
発明例Ｎｏ．４５の限界冷間加工率６３％であるのに対
して６５％であり、その効果の大きさが著しい。
【００４６】比較例Ｎｏ．４２はＮｂ量（％）が高いた
め冷間加工性に劣る。比較例Ｎｏ．４４はＶ量（％）が
高いため冷間加工性に劣る。比較例Ｎｏ．４６はＴｉ量
（％）が高いため、冷間加工性に劣る。以上の実施例が
示すように、マルテンサイト系ステンレス鋼線材の高冷
間加工を目的とした本発明の優位性が明らかである。
め冷間加工性に劣る。比較例Ｎｏ．４４はＶ量（％）が
高いため冷間加工性に劣る。比較例Ｎｏ．４６はＴｉ量
（％）が高いため、冷間加工性に劣る。以上の実施例が
示すように、マルテンサイト系ステンレス鋼線材の高冷
間加工を目的とした本発明の優位性が明らかである。
【００４７】
【発明の効果】本発明により冷間加工性に優れたマルテ
ンサイト系ステンレス鋼線材を提供することが可能とな
り、産業上顕著な効果がもたらされる。
ンサイト系ステンレス鋼線材を提供することが可能とな
り、産業上顕著な効果がもたらされる。
【図１】２相組織による原子拡散を伴う低転移密度域の
生成状態を模式的に示す図である。
生成状態を模式的に示す図である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (56)参考文献 特開 平４−173926（ＪＰ，Ａ) 特開 昭63−255321（ＪＰ，Ａ) 特開 平５−287456（ＪＰ，Ａ) 特開 平６−287719（ＪＰ，Ａ) 特開 昭62−20855（ＪＰ，Ａ) 特開 昭61−106747（ＪＰ，Ａ) 特開 昭63−210242（ＪＰ，Ａ) 特開 平４−193933（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C22C 38/00 - 38/60
Claims (3)
- 【請求項１】 重量％で Ｃｒ：１１．０〜１６．０％、 Ｎｉ：１．０〜４．０％、 Ｃ ：０．１３〜０．３０％、 Ｎ ：０．０６〜０．１３％、 Ａｌ：０．０１〜０．１０％、 Ｓｉ：０．１〜０．５％、 Ｍｎ：０．１〜２．０％、 Ｓ ：０．００５％以下、 Ｏ ：０．００５％以下、 Ｎｂ：０．０１％以下、 Ｖ ：０．１％以下、 Ｔｉ：０．０１％以下 を含有し、残部が実質的にＦｅおよび不可避的不純物か
らなり、かつ（１）式で表されるＸの値が６０％以上で
あることを特徴とする冷間加工性に優れたマルテンサイ
ト系ステンレス鋼線材。 Ｘ＝２８０Ａｌ−５６０Ｎ−２９０Ｃ−６００√Ｓ−１２００Ｏ−６Ｓｉ −２．４Ｎｉ＋２０７ …（１）式 - 【請求項２】請求項１記載の成分からなり、焼戻しマル
テンサイト組織を有し、引張強さが１００ｋｇｆ／ｍｍ
2 以下、限界冷間加工率が６０％以上であることを特徴
とする冷間加工性に優れたマルテンサイト系ステンレス
鋼線材。 - 【請求項３】請求項１記載の成分のマルテンサイト系ス
テンレス鋼鋳片を線材圧延し、室温まで冷却した後、Ａ
c1〜（Ａc1＋Ａc3）／２の温度範囲で１回目の焼鈍を施
し、さらにＡc1以下の温度で（２）式で表されるＬＭＰ
の値が１７．０以上を満足する条件で２回目の焼鈍処理
を施すことを特徴とする冷間加工性に優れたマルテンサ
イト系ステンレス鋼線材の製造方法。 ＬＭＰ＝（Ｔ＋２７３）×（２０＋ｌｏｇｔ）×１０-3 …（２）式 Ｔ：加熱温度（℃）、ｔ：加熱時間（ｈ）
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10878294A JP3328791B2 (ja) | 1994-05-23 | 1994-05-23 | 冷間加工性に優れたマルテンサイト系ステンレス鋼線材とその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10878294A JP3328791B2 (ja) | 1994-05-23 | 1994-05-23 | 冷間加工性に優れたマルテンサイト系ステンレス鋼線材とその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH07316744A JPH07316744A (ja) | 1995-12-05 |
| JP3328791B2 true JP3328791B2 (ja) | 2002-09-30 |
Family
ID=14493347
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP10878294A Expired - Lifetime JP3328791B2 (ja) | 1994-05-23 | 1994-05-23 | 冷間加工性に優れたマルテンサイト系ステンレス鋼線材とその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3328791B2 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR20220097991A (ko) | 2019-12-19 | 2022-07-08 | 닛테츠 스테인레스 가부시키가이샤 | 냉간 가공성이 우수한 고경도·고내식성 용도의 마르텐사이트계 스테인리스강 및 그 제조 방법 |
Families Citing this family (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP4186684B2 (ja) * | 2002-04-12 | 2008-11-26 | 住友金属工業株式会社 | マルテンサイト系ステンレス鋼の製造方法 |
| KR101666646B1 (ko) * | 2015-12-30 | 2016-10-14 | (주)서동 | 보론강을 이용한 초고강도 강관 지보재 제조방법 및 지보재 어셈블리 |
| CN110938772B (zh) * | 2019-11-15 | 2020-08-21 | 南华大学 | C-n-o过饱和固溶马氏体不锈钢粉末及制备、熔覆方法 |
-
1994
- 1994-05-23 JP JP10878294A patent/JP3328791B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR20220097991A (ko) | 2019-12-19 | 2022-07-08 | 닛테츠 스테인레스 가부시키가이샤 | 냉간 가공성이 우수한 고경도·고내식성 용도의 마르텐사이트계 스테인리스강 및 그 제조 방법 |
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| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH07316744A (ja) | 1995-12-05 |
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