JP3340225B2 - 耐銹性に優れた高強度マルテンサイト系ステンレス鋼およびドリリングタッピンねじ - Google Patents
耐銹性に優れた高強度マルテンサイト系ステンレス鋼およびドリリングタッピンねじInfo
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は耐銹性を必要とする用途
に使用される高強度マルテンサイト系ステンレス鋼に関
わり、更に詳しくは例えばねじ込み性および耐銹性に優
れたねじ、打ち抜き性および耐銹性に優れた釘、耐銹性
に優れた刃物および耐銹性に優れた高強度ばねに関する
ものである。
に使用される高強度マルテンサイト系ステンレス鋼に関
わり、更に詳しくは例えばねじ込み性および耐銹性に優
れたねじ、打ち抜き性および耐銹性に優れた釘、耐銹性
に優れた刃物および耐銹性に優れた高強度ばねに関する
ものである。
【０００２】
【従来の技術】従来、炭素鋼製品および表面処理鋼板の
ねじ止め加工においては、炭素鋼製の図１に示すような
ドリリングタッピンねじと呼ばれる特殊ねじが使用され
ている。そして、作業効率向上やコスト低減のため、下
穴や中穴加工を実施せずに図２に示すように鋼板表面か
ら直接ねじ込み加工する工法が実施されている。すなわ
ち、ねじの先端がドリル状に刃先加工され、鋼板および
鉄板の下部構造物をドリリングすると同時にねじ部でタ
ッピングする工法が採られている。しかし、近年、酸性
雨等の地球環境の悪化に伴い、炭素鋼ドリリングタッピ
ンねじの高耐銹化すなわちステンレス化が要求されるよ
うになってきた。
ねじ止め加工においては、炭素鋼製の図１に示すような
ドリリングタッピンねじと呼ばれる特殊ねじが使用され
ている。そして、作業効率向上やコスト低減のため、下
穴や中穴加工を実施せずに図２に示すように鋼板表面か
ら直接ねじ込み加工する工法が実施されている。すなわ
ち、ねじの先端がドリル状に刃先加工され、鋼板および
鉄板の下部構造物をドリリングすると同時にねじ部でタ
ッピングする工法が採られている。しかし、近年、酸性
雨等の地球環境の悪化に伴い、炭素鋼ドリリングタッピ
ンねじの高耐銹化すなわちステンレス化が要求されるよ
うになってきた。
【０００３】又、近年、感性・耐銹性の観点からステン
レス鋼製品が建築・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は主に構造
物の表面にスポット溶接やねじ止め加工により張り付け
られて使用されてきた。ねじ止め加工に際し、ステンレ
ス鋼ねじが使用されてきたが、硬さ不足のため、ドリリ
ングタッピンねじ化ができなかった。そのため、従来は
図３に示すようにねじが挿入できるように下穴加工され
た鉄鋼構造物と穴開け（中穴）加工されたステンレス鋼
製品の両穴部を整合させ、ステンレス鋼ねじをその両方
の穴部を通して止めていた。しかし、作業効率向上やコ
スト低減のためステンレス鋼ねじのドリリングタッピン
ねじ化が要求されるようになってきた。
レス鋼製品が建築・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は主に構造
物の表面にスポット溶接やねじ止め加工により張り付け
られて使用されてきた。ねじ止め加工に際し、ステンレ
ス鋼ねじが使用されてきたが、硬さ不足のため、ドリリ
ングタッピンねじ化ができなかった。そのため、従来は
図３に示すようにねじが挿入できるように下穴加工され
た鉄鋼構造物と穴開け（中穴）加工されたステンレス鋼
製品の両穴部を整合させ、ステンレス鋼ねじをその両方
の穴部を通して止めていた。しかし、作業効率向上やコ
スト低減のためステンレス鋼ねじのドリリングタッピン
ねじ化が要求されるようになってきた。
【０００４】このようなステンレス製のドリリングタッ
ピンねじ用材料に対し、５mm以上の鉄板にねじ込むため
に、ねじの刃先部はビッカース硬さで５００以上が、ね
じ部では４００以上が要求される。又、ねじの頭部は鋼
板の表面に露出するためＳＵＳ３０４と同等の耐銹性が
要求される。又、ねじの頭部および軸部はねじ込み時に
損傷しないように衝撃値で６０J/cm2 以上の高靭性が要
求される。更にねじ用素材には刃先加工やねじ切り加工
およびヘッディング加工が容易であることが要求され
る。このように製品加工前の素材は、高冷間加工性を有
し、かつ使用時に、強度がビッカース硬さで５００以
上、耐銹性がＳＵＳ３０４並および高靭性の特性を持つ
材料が要求される。
ピンねじ用材料に対し、５mm以上の鉄板にねじ込むため
に、ねじの刃先部はビッカース硬さで５００以上が、ね
じ部では４００以上が要求される。又、ねじの頭部は鋼
板の表面に露出するためＳＵＳ３０４と同等の耐銹性が
要求される。又、ねじの頭部および軸部はねじ込み時に
損傷しないように衝撃値で６０J/cm2 以上の高靭性が要
求される。更にねじ用素材には刃先加工やねじ切り加工
およびヘッディング加工が容易であることが要求され
る。このように製品加工前の素材は、高冷間加工性を有
し、かつ使用時に、強度がビッカース硬さで５００以
上、耐銹性がＳＵＳ３０４並および高靭性の特性を持つ
材料が要求される。
【０００５】従来、このような材料として、高加工硬化
特性を有するオーステナイト系ステンレス鋼の適用が試
みられているが、従来材は冷間加工性および工具寿命に
劣っている。
特性を有するオーステナイト系ステンレス鋼の適用が試
みられているが、従来材は冷間加工性および工具寿命に
劣っている。
【０００６】又、オーステナイト系ステンレス鋼のＳＵ
Ｓ３０５やＳＵＳＸＭ７等を冷間加工後、窒化処理によ
り硬化させた製品がある。しかし、これら表面窒化処理
材の耐銹性はＳＵＳ３０４より劣っている。又、マルテ
ンサイト系ステンレス鋼のＳＵＳ４１０を冷間加工後、
窒化焼入れした製品が提案されているが、耐銹性がＳＵ
Ｓ３０４より劣っている。又、近年、高強度、高靭性、
高耐銹性の材料としてＣ：０．１５％、Ｓｉ：０．２
％、Ｍｎ：０．６８％、Ｎｉ：６．２％、Ｃｒ：１１．
３％、Ｍｏ：２．１％、Ｎ：０．０５１％、Ｚｒ：０．
１５％系でδフェライトを含有せず、高焼入れ性のマル
テンサイト系ステンレス鋼が提案されている。しかしな
がら、Ａｃ1点が５６０℃と低いことから焼鈍時の軟化
抵抗が高く、ヘッディング加工等の高冷間加工ができな
いばかりか、焼入れ硬さがＨｖで５００以下（４８０程
度）であり、ねじ込み性に劣り目標特性を達成できない
現状にある。
Ｓ３０５やＳＵＳＸＭ７等を冷間加工後、窒化処理によ
り硬化させた製品がある。しかし、これら表面窒化処理
材の耐銹性はＳＵＳ３０４より劣っている。又、マルテ
ンサイト系ステンレス鋼のＳＵＳ４１０を冷間加工後、
窒化焼入れした製品が提案されているが、耐銹性がＳＵ
Ｓ３０４より劣っている。又、近年、高強度、高靭性、
高耐銹性の材料としてＣ：０．１５％、Ｓｉ：０．２
％、Ｍｎ：０．６８％、Ｎｉ：６．２％、Ｃｒ：１１．
３％、Ｍｏ：２．１％、Ｎ：０．０５１％、Ｚｒ：０．
１５％系でδフェライトを含有せず、高焼入れ性のマル
テンサイト系ステンレス鋼が提案されている。しかしな
がら、Ａｃ1点が５６０℃と低いことから焼鈍時の軟化
抵抗が高く、ヘッディング加工等の高冷間加工ができな
いばかりか、焼入れ硬さがＨｖで５００以下（４８０程
度）であり、ねじ込み性に劣り目標特性を達成できない
現状にある。
【０００７】このように、現状では前記の必要特性全て
を兼備する材料は現出しておらず、ねじ止め加工は、Ｓ
ＵＳ３０５やＳＵＳＸＭ７系ステンレス鋼を冷間加工に
より強化したねじの先端にドリル形状の工具鋼を接合し
たドリリングタッピンねじが使用されている。又、炭素
鋼製のドリリングタッピンねじのねじ頭にプラスチック
製のキャップを被せてねじ頭のみに耐銹性を付与したド
リリングタッピンねじが使用されている。しかし、これ
らの工法は高価なため、一体物による開発が試みられて
いるが、上述のように目標特性を達成できる材料は現出
していない。
を兼備する材料は現出しておらず、ねじ止め加工は、Ｓ
ＵＳ３０５やＳＵＳＸＭ７系ステンレス鋼を冷間加工に
より強化したねじの先端にドリル形状の工具鋼を接合し
たドリリングタッピンねじが使用されている。又、炭素
鋼製のドリリングタッピンねじのねじ頭にプラスチック
製のキャップを被せてねじ頭のみに耐銹性を付与したド
リリングタッピンねじが使用されている。しかし、これ
らの工法は高価なため、一体物による開発が試みられて
いるが、上述のように目標特性を達成できる材料は現出
していない。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】本発明はマルテンサイ
ト系ステンレス鋼において、前記問題の全てを解決した
鋼を提供することを目的とする。本発明の他の目的は、
高硬度、高耐銹性のねじ、釘、ばね等を製造する素材で
あって冷間加工性が特に優れた線材を安価に提供するこ
とを目的とする。本発明の他の目的は耐銹性とねじ込み
性に優れたドリリングタッピンねじを安価に提供するこ
とを目的とする。本発明者らは以上の目的を達成するた
めに、以下に述べる技術を開発したものである。
ト系ステンレス鋼において、前記問題の全てを解決した
鋼を提供することを目的とする。本発明の他の目的は、
高硬度、高耐銹性のねじ、釘、ばね等を製造する素材で
あって冷間加工性が特に優れた線材を安価に提供するこ
とを目的とする。本発明の他の目的は耐銹性とねじ込み
性に優れたドリリングタッピンねじを安価に提供するこ
とを目的とする。本発明者らは以上の目的を達成するた
めに、以下に述べる技術を開発したものである。
【０００９】
【課題を解決するための手段】すなわち、本発明はマル
テンサイト系ステンレス鋼の成分について種々究明した
ところ、重量％で、Ｓｉを０．１〜０．５％、Ｍｎを
０．１〜２％、Ｃｒを１２．０〜１６．０％、Ｍｏを
１．３〜３．５％含有し、かつ、下記の（１），（２）
式で表されるＡＲＩの値が１６〜２１（％）、ＤＩの値
が０（％）未満で、マルテンサイト組織、又は、焼戻し
マルテンサイト組織を有し、０．２μｍ以上のＣｒ炭化
物がない場合に、マルテンサイト系ステンレス鋼で耐銹
性がＳＵＳ３０４並、すなわち、孔食発生電位が２００
mV以上になることを見出した。 ＡＲＩ＝Ｃｒ＋2.4 Ｍｏ ………（１）式 ＤＩ ＝Ｃｒ＋1.21Ｍｏ＋0.48Ｓｉ＋2.48Ａｌ −（24.5Ｃ＋18.4Ｎ＋Ｎｉ＋0.11Ｍｎ）−10.0 ………（２）式
テンサイト系ステンレス鋼の成分について種々究明した
ところ、重量％で、Ｓｉを０．１〜０．５％、Ｍｎを
０．１〜２％、Ｃｒを１２．０〜１６．０％、Ｍｏを
１．３〜３．５％含有し、かつ、下記の（１），（２）
式で表されるＡＲＩの値が１６〜２１（％）、ＤＩの値
が０（％）未満で、マルテンサイト組織、又は、焼戻し
マルテンサイト組織を有し、０．２μｍ以上のＣｒ炭化
物がない場合に、マルテンサイト系ステンレス鋼で耐銹
性がＳＵＳ３０４並、すなわち、孔食発生電位が２００
mV以上になることを見出した。 ＡＲＩ＝Ｃｒ＋2.4 Ｍｏ ………（１）式 ＤＩ ＝Ｃｒ＋1.21Ｍｏ＋0.48Ｓｉ＋2.48Ａｌ −（24.5Ｃ＋18.4Ｎ＋Ｎｉ＋0.11Ｍｎ）−10.0 ………（２）式
【００１０】更に、本発明者らは前記ステンレス鋼にお
いて、Ｎｉを１．０〜２．５％、Ｃを０．１３〜０．２
％、Ｎを０．０６〜０．１３％添加し、かつ、（３）式
で表されるマルテンサイト量指標であるＭＩの値が０
（％）未満の場合、焼入れ後又、焼入れ・焼戻し後のマ
ルテンサイト硬さがＨｖ≧５００になることを見出し
た。 ＭＩ ＝Ｎｉ＋30Ｃ＋0.12Ｍｎ＋18Ｎ＋0.83（Ｃｒ＋1.5 Ｓｉ＋1.4 Ｍｏ） −25.0 ………（３）式
いて、Ｎｉを１．０〜２．５％、Ｃを０．１３〜０．２
％、Ｎを０．０６〜０．１３％添加し、かつ、（３）式
で表されるマルテンサイト量指標であるＭＩの値が０
（％）未満の場合、焼入れ後又、焼入れ・焼戻し後のマ
ルテンサイト硬さがＨｖ≧５００になることを見出し
た。 ＭＩ ＝Ｎｉ＋30Ｃ＋0.12Ｍｎ＋18Ｎ＋0.83（Ｃｒ＋1.5 Ｓｉ＋1.4 Ｍｏ） −25.0 ………（３）式
【００１１】更に、又、本発明者らは上記ステンレス鋼
の成分において、Ｎｉを１．０〜２．５％とし、Ａｃ1
を６５０℃以上にして、（４）式で表される冷間加工性
指標であるＷ１の値を２６０（％）未満にすると、焼鈍
時に軟化抵抗が低いため冷間加工性に優れ、割れなくね
じ頭等の高冷間加工ができることを見出した。 Ｗ１ ＝24Ｍｏ＋13.3Ｃｒ＋６Ｍｎ＋６Ｓｉ＋Ｎｉ ………（４）式 すなわち、前記諸成分と（１）〜（４）式を満足し、か
つマルテンサイト組織（焼戻し組織を含む）を有するス
テンレス鋼はＳＵＳ３０４並の優れた耐銹性とＨｖ≧５
００のマルテンサイト硬さを有し、更に、前記諸成分と
（１）〜（４）式を満足する鋼は熱間圧延材を焼鈍後、
冷間加工する際に、著しく向上した冷間加工性を示す。
そのため、熱延後焼鈍処理された線材は引張強度が９５
０N/mm2以下であって、極めて冷間加工性に優れてい
る。なお、前記の線材圧延後の焼鈍は、処理時間を短縮
するために２段焼鈍、すなわち、１回目の焼鈍では７０
０〜８００℃で０．５時間以上保定し、その後、１００
℃以下まで冷却し、続いて２回目の焼鈍では６００〜７
５０℃で０．５時間以上保定する。
の成分において、Ｎｉを１．０〜２．５％とし、Ａｃ1
を６５０℃以上にして、（４）式で表される冷間加工性
指標であるＷ１の値を２６０（％）未満にすると、焼鈍
時に軟化抵抗が低いため冷間加工性に優れ、割れなくね
じ頭等の高冷間加工ができることを見出した。 Ｗ１ ＝24Ｍｏ＋13.3Ｃｒ＋６Ｍｎ＋６Ｓｉ＋Ｎｉ ………（４）式 すなわち、前記諸成分と（１）〜（４）式を満足し、か
つマルテンサイト組織（焼戻し組織を含む）を有するス
テンレス鋼はＳＵＳ３０４並の優れた耐銹性とＨｖ≧５
００のマルテンサイト硬さを有し、更に、前記諸成分と
（１）〜（４）式を満足する鋼は熱間圧延材を焼鈍後、
冷間加工する際に、著しく向上した冷間加工性を示す。
そのため、熱延後焼鈍処理された線材は引張強度が９５
０N/mm2以下であって、極めて冷間加工性に優れてい
る。なお、前記の線材圧延後の焼鈍は、処理時間を短縮
するために２段焼鈍、すなわち、１回目の焼鈍では７０
０〜８００℃で０．５時間以上保定し、その後、１００
℃以下まで冷却し、続いて２回目の焼鈍では６００〜７
５０℃で０．５時間以上保定する。
【００１２】前記の鋼成分に加えて、Ｂを０．００１〜
０．０１０％添加すると焼鈍後の線材引張強度が９３０
N/mm2 以下になって、更に冷間加工性を向上できる。
又、その後の焼入れ後のマルテンサイトの硬さがＨｖ≧
５２０になり、かつ、靭性を向上することができる。又
Ｔｉを０．０５〜１．０％、Ｎｂを０．０５〜１．０％
添加すると耐銹性を更に向上することができる。又、下
記（５）式で表される冷間加工性指標であるＷ２の値を
２６０（％）未満にすると、焼鈍時に軟化抵抗が低いた
め冷間加工性に優れ、割れなくねじ頭等の高冷間加工が
できる。 Ｗ２＝24Ｍｏ＋13.3Ｃｒ＋６Ｍｎ＋６Ｓｉ＋Ｎｉ＋10Ｔｉ＋10Ｎｂ…（５）式
０．０１０％添加すると焼鈍後の線材引張強度が９３０
N/mm2 以下になって、更に冷間加工性を向上できる。
又、その後の焼入れ後のマルテンサイトの硬さがＨｖ≧
５２０になり、かつ、靭性を向上することができる。又
Ｔｉを０．０５〜１．０％、Ｎｂを０．０５〜１．０％
添加すると耐銹性を更に向上することができる。又、下
記（５）式で表される冷間加工性指標であるＷ２の値を
２６０（％）未満にすると、焼鈍時に軟化抵抗が低いた
め冷間加工性に優れ、割れなくねじ頭等の高冷間加工が
できる。 Ｗ２＝24Ｍｏ＋13.3Ｃｒ＋６Ｍｎ＋６Ｓｉ＋Ｎｉ＋10Ｔｉ＋10Ｎｂ…（５）式
【００１３】前述したマルテンサイト系ステンレス鋼は
ねじ込み性と耐銹性を必要とするドリリングタッピンね
じを製造するのに極めて適している。すなわち、熱延線
材を焼鈍した後、容易にねじを成形することができ、更
にこれを例えば好ましい範囲として１０５０〜１３００
℃の温度範囲から０．５℃/s以上の冷却速度で焼入れ
し、続いて１００〜４００℃の温度範囲で焼戻しするこ
とにより、刃先硬さがＨｖで５００以上で、厚さが５．
５mmのＳＳ４００の鋼板にねじ込み可能なドリリングタ
ッピンねじを製造することができる。
ねじ込み性と耐銹性を必要とするドリリングタッピンね
じを製造するのに極めて適している。すなわち、熱延線
材を焼鈍した後、容易にねじを成形することができ、更
にこれを例えば好ましい範囲として１０５０〜１３００
℃の温度範囲から０．５℃/s以上の冷却速度で焼入れ
し、続いて１００〜４００℃の温度範囲で焼戻しするこ
とにより、刃先硬さがＨｖで５００以上で、厚さが５．
５mmのＳＳ４００の鋼板にねじ込み可能なドリリングタ
ッピンねじを製造することができる。
【００１４】
【作用】先ず、本発明のマルテンサイト系ステンレス鋼
の成分範囲の限定理由について具体的に述べる。
の成分範囲の限定理由について具体的に述べる。
【００１５】Ｃはマルテンサイト系ステンレス鋼のビッ
カース硬さ５００以上を確保するために０．１３％以上
（以下全て重量％）添加する。しかし、０．２０％を超
えて添加すると粗大炭化物を析出させて耐銹性や冷間加
工性を低下させるばかりか、ＭＩの値が大きくなって残
留オーステナイト組織が存在して焼入れ硬さを低下させ
ることから、上限を０．２０％に限定した。
カース硬さ５００以上を確保するために０．１３％以上
（以下全て重量％）添加する。しかし、０．２０％を超
えて添加すると粗大炭化物を析出させて耐銹性や冷間加
工性を低下させるばかりか、ＭＩの値が大きくなって残
留オーステナイト組織が存在して焼入れ硬さを低下させ
ることから、上限を０．２０％に限定した。
【００１６】Ｓｉは脱酸のために必要な元素であるが、
０．５％を超えて添加すると冷間加工性を著しく低下さ
せることから、上限を０．５％に限定した。又、０．１
％未満では脱酸効果を得ることができないので下限を
０．１％とした。Ｍｎは脱酸のため、オーステナイトの
生成のためおよびＮ固溶のため添加するが、２．０％を
超えて添加すると耐銹性を低下させるばかりか、ＭＩの
値が大きくなって残留オーステナイト組織が存在し、焼
入れ硬さを低下させることから、上限を２．０％に限定
した。又、０．１％未満では上記の効果が得られないの
で下限を０．１％とした。
０．５％を超えて添加すると冷間加工性を著しく低下さ
せることから、上限を０．５％に限定した。又、０．１
％未満では脱酸効果を得ることができないので下限を
０．１％とした。Ｍｎは脱酸のため、オーステナイトの
生成のためおよびＮ固溶のため添加するが、２．０％を
超えて添加すると耐銹性を低下させるばかりか、ＭＩの
値が大きくなって残留オーステナイト組織が存在し、焼
入れ硬さを低下させることから、上限を２．０％に限定
した。又、０．１％未満では上記の効果が得られないの
で下限を０．１％とした。
【００１７】ＣｒはＭＩの値を低下させて残留オーステ
ナイト組織を減少して、マルテンサイト組織を有効に得
るためと、（１）式のＡＲＩの値を大きくして耐銹性を
付与するために１２．０％以上添加する。しかし、１
６．０％を超えて添加すると（２）式のＤＩの値が過大
となってδフェライト組織が存在し、焼入れ硬さおよび
耐銹性を著しく低下させるため上限を１６．０％に限定
した。ＭｏはＡＲＩの値を増大して耐銹性を付与するた
めと靭性を改善するために１．３％以上添加する。しか
し、３．５％を超えて添加するとその効果は飽和するば
かりか、ＤＩの値が過大となってδフェライト組織が存
在し、焼入れ硬さおよび耐銹性を著しく低下させるため
上限を３．５％に限定した。
ナイト組織を減少して、マルテンサイト組織を有効に得
るためと、（１）式のＡＲＩの値を大きくして耐銹性を
付与するために１２．０％以上添加する。しかし、１
６．０％を超えて添加すると（２）式のＤＩの値が過大
となってδフェライト組織が存在し、焼入れ硬さおよび
耐銹性を著しく低下させるため上限を１６．０％に限定
した。ＭｏはＡＲＩの値を増大して耐銹性を付与するた
めと靭性を改善するために１．３％以上添加する。しか
し、３．５％を超えて添加するとその効果は飽和するば
かりか、ＤＩの値が過大となってδフェライト組織が存
在し、焼入れ硬さおよび耐銹性を著しく低下させるため
上限を３．５％に限定した。
【００１８】Ｎｉはマルテンサイト組織の靭性を高める
ために１．０％以上添加する。しかし、２．５％を超え
て添加してもその効果は飽和し、経済的でない。又、Ａ
ｃ1温度を低下させるため焼鈍温度が低くなり、軟化し
難く、冷間加工性に劣る。又、２．５％を超えると応力
腐食割れ感受性が高くなるばかりか、（３）式のＭＩの
値が増大して残留オーステナイト組織が存在し、焼入れ
硬さを低下させるため上限を２．５％に限定した。Ｎは
焼入れ硬度を上昇、母材の耐銹性のためと、ＤＩの値を
低下させてδフェライト組織を抑え耐銹性を付与するた
めに０．０６％以上添加する。しかし、０．１３％を超
えて添加すると鋼中への固溶量を超えて気泡やＣｒ炭窒
化物を生成して耐銹性を低下させるため上限を０．１３
％に限定した。
ために１．０％以上添加する。しかし、２．５％を超え
て添加してもその効果は飽和し、経済的でない。又、Ａ
ｃ1温度を低下させるため焼鈍温度が低くなり、軟化し
難く、冷間加工性に劣る。又、２．５％を超えると応力
腐食割れ感受性が高くなるばかりか、（３）式のＭＩの
値が増大して残留オーステナイト組織が存在し、焼入れ
硬さを低下させるため上限を２．５％に限定した。Ｎは
焼入れ硬度を上昇、母材の耐銹性のためと、ＤＩの値を
低下させてδフェライト組織を抑え耐銹性を付与するた
めに０．０６％以上添加する。しかし、０．１３％を超
えて添加すると鋼中への固溶量を超えて気泡やＣｒ炭窒
化物を生成して耐銹性を低下させるため上限を０．１３
％に限定した。
【００１９】Ｂは焼鈍後の強度を下げ冷間加工性を向上
させる。又、最終製品の強化に当たって、焼入れ硬さと
靭性を向上させる。更に、製造性の面から熱間加工性を
改善する。従って、上記効果が本発明鋼にとって更に必
要なとき、０．００１〜０．０１０％の範囲内で添加す
る。０．０１０％を超えるとホウ化物を析出し、逆に靭
性および熱間加工性を悪くするばかりか耐銹性を劣化さ
せることから、上限を０．０１０％に限定した。又、
０．００１％未満では上記効果が得られないので下限を
０．００１％とした。Ｔｉは冷却中にＣｒ炭窒化物を抑
え耐銹性を向上させる有効な元素であり、必要によって
添加する。１．０％超添加すると上記効果は飽和し、経
済的でないことから上限を１．０％とし、その効果が得
られる下限値を０．０５％とした。Ｎｂは冷却中にＣｒ
炭窒化物を抑え耐銹性を向上させる有効な元素であり、
必要によって添加する。１．０％超添加するとその効果
は飽和し、０．０５％未満ではその効果が得られないの
で０．０５〜１．０％の範囲とした。
させる。又、最終製品の強化に当たって、焼入れ硬さと
靭性を向上させる。更に、製造性の面から熱間加工性を
改善する。従って、上記効果が本発明鋼にとって更に必
要なとき、０．００１〜０．０１０％の範囲内で添加す
る。０．０１０％を超えるとホウ化物を析出し、逆に靭
性および熱間加工性を悪くするばかりか耐銹性を劣化さ
せることから、上限を０．０１０％に限定した。又、
０．００１％未満では上記効果が得られないので下限を
０．００１％とした。Ｔｉは冷却中にＣｒ炭窒化物を抑
え耐銹性を向上させる有効な元素であり、必要によって
添加する。１．０％超添加すると上記効果は飽和し、経
済的でないことから上限を１．０％とし、その効果が得
られる下限値を０．０５％とした。Ｎｂは冷却中にＣｒ
炭窒化物を抑え耐銹性を向上させる有効な元素であり、
必要によって添加する。１．０％超添加するとその効果
は飽和し、０．０５％未満ではその効果が得られないの
で０．０５〜１．０％の範囲とした。
【００２０】次に本発明で特定した（１）〜（４）の各
式について説明する。ＡＲＩの式は母材の耐銹性に対す
る各種元素の影響を調査した結果得られたもので、耐銹
性に対し効果のある元素とその影響度を示すものであ
る。耐銹性に対しては、ＣｒとＭｏが最も影響を与え
る。ＡＲＩは母材の耐銹性向上のために１６（％）以上
にするが、２１（％）を超えると製造性を悪くするため
上限を２１（％）に限定した。
式について説明する。ＡＲＩの式は母材の耐銹性に対す
る各種元素の影響を調査した結果得られたもので、耐銹
性に対し効果のある元素とその影響度を示すものであ
る。耐銹性に対しては、ＣｒとＭｏが最も影響を与え
る。ＡＲＩは母材の耐銹性向上のために１６（％）以上
にするが、２１（％）を超えると製造性を悪くするため
上限を２１（％）に限定した。
【００２１】ＤＩの式は母材中のδフェライト量に対す
る各種元素の影響を調査した結果得られたもので、δフ
ェライト量に対し効果のある元素とその影響度を示すも
のである。Ｃｒ，Ｍｏ，Ｓｉ，Ｃ，Ｎ，Ｎｉ，Ｍｎが影
響を与える。ＤＩの値が０（％）を超えるとδフェライ
トが存在し、焼入れ硬さおよび靭性を低下させるばかり
か、焼入れ時にδフェライト界面に炭窒化物を析出さ
せ、耐銹性を著しく低下させるため０（％）未満に限定
した。
る各種元素の影響を調査した結果得られたもので、δフ
ェライト量に対し効果のある元素とその影響度を示すも
のである。Ｃｒ，Ｍｏ，Ｓｉ，Ｃ，Ｎ，Ｎｉ，Ｍｎが影
響を与える。ＤＩの値が０（％）を超えるとδフェライ
トが存在し、焼入れ硬さおよび靭性を低下させるばかり
か、焼入れ時にδフェライト界面に炭窒化物を析出さ
せ、耐銹性を著しく低下させるため０（％）未満に限定
した。
【００２２】ＭＩの式は母材中のマルテンサイト組織量
に対する各種元素の影響を調査した結果得られたもの
で、マルテンサイト組織量に対し効果のある元素とその
影響度を示すものである。ＭＩの値が０（％）を超える
と焼入れ組織中にオーステナイト組織が散在し、ビッカ
ース硬さで５００以下になるため０（％）未満に限定し
た。
に対する各種元素の影響を調査した結果得られたもの
で、マルテンサイト組織量に対し効果のある元素とその
影響度を示すものである。ＭＩの値が０（％）を超える
と焼入れ組織中にオーステナイト組織が散在し、ビッカ
ース硬さで５００以下になるため０（％）未満に限定し
た。
【００２３】Ｗ１の式は母材の焼鈍時の軟化抵抗に対す
る各元素の影響を調査した結果得られたもので、焼鈍時
の軟化抵抗に対し効果のある元素とその影響度を示すも
のである。Ｗ１の値が２６０（％）を超えると軟化抵抗
が高くなり、焼鈍後の硬さがビッカース硬さで３００以
上となり、製品の成形性が悪くなるため２６０（％）に
限定した。Ｗ２の式は母材の焼鈍時の軟化抵抗に対し効
果のある元素とその影響度を示すものである。Ｗ２の値
が２６０（％）を超えると軟化抵抗が高くなり、焼鈍後
の硬さがビッカース硬さで３００以上となり、製品の成
形性が悪くなるため２６０（％）に限定した。
る各元素の影響を調査した結果得られたもので、焼鈍時
の軟化抵抗に対し効果のある元素とその影響度を示すも
のである。Ｗ１の値が２６０（％）を超えると軟化抵抗
が高くなり、焼鈍後の硬さがビッカース硬さで３００以
上となり、製品の成形性が悪くなるため２６０（％）に
限定した。Ｗ２の式は母材の焼鈍時の軟化抵抗に対し効
果のある元素とその影響度を示すものである。Ｗ２の値
が２６０（％）を超えると軟化抵抗が高くなり、焼鈍後
の硬さがビッカース硬さで３００以上となり、製品の成
形性が悪くなるため２６０（％）に限定した。
【００２４】本発明は以上の成分と以下の組織から構成
される。本発明鋼はマルテンサイト組織又は焼戻しマル
テンサイト組織からなる。Ｃｒ炭化物、特に旧オーステ
ナイト粒界のＣｒ炭化物は耐銹性を劣化せしめるので鋼
組織中に析出せしめない方がよい。図４はＣｒ：１３．
０％、Ｎｉ：２．４％、Ｍｏ：２．０％、Ｃ：０．１５
％、Ｎ：０．１％、残部Ｆｅからなるマルテンサイト系
ステンレス鋼を本発明の工程で処理する際、焼入れ時の
冷却速度を変えて得られたＣｒ炭化物の平均粒径と孔食
発生電位（耐銹性を表す）の関係を示したもので、Ｃｒ
炭化物が零（粒径：零）の場合が最も耐銹性が良好であ
る。しかし、Ｃｒ炭化物の粒径が０．２μｍ超になると
急激に孔食発生電位が低くなり、耐銹性が著しく劣化す
る。従って、本発明鋼ではＣｒ炭化物の平均粒径の上限
を０．２μｍとする。以上の成分と組織を有するマルテ
ンサイト系ステンレス鋼はＳＵＳ３０４並以上（孔食発
生電位：２００mV以上）の耐銹性とＨｖが５００以上の
マルテンサイト硬さを示す高硬度特性を具備するのであ
る。
される。本発明鋼はマルテンサイト組織又は焼戻しマル
テンサイト組織からなる。Ｃｒ炭化物、特に旧オーステ
ナイト粒界のＣｒ炭化物は耐銹性を劣化せしめるので鋼
組織中に析出せしめない方がよい。図４はＣｒ：１３．
０％、Ｎｉ：２．４％、Ｍｏ：２．０％、Ｃ：０．１５
％、Ｎ：０．１％、残部Ｆｅからなるマルテンサイト系
ステンレス鋼を本発明の工程で処理する際、焼入れ時の
冷却速度を変えて得られたＣｒ炭化物の平均粒径と孔食
発生電位（耐銹性を表す）の関係を示したもので、Ｃｒ
炭化物が零（粒径：零）の場合が最も耐銹性が良好であ
る。しかし、Ｃｒ炭化物の粒径が０．２μｍ超になると
急激に孔食発生電位が低くなり、耐銹性が著しく劣化す
る。従って、本発明鋼ではＣｒ炭化物の平均粒径の上限
を０．２μｍとする。以上の成分と組織を有するマルテ
ンサイト系ステンレス鋼はＳＵＳ３０４並以上（孔食発
生電位：２００mV以上）の耐銹性とＨｖが５００以上の
マルテンサイト硬さを示す高硬度特性を具備するのであ
る。
【００２５】次に上記ステンレス鋼を製造する方法につ
いて説明する。本発明の上記成分を有する鋼を溶製し、
溶鋼を鋳造によってビレットを形成し、該ビレットを加
熱後熱間圧延を施し、熱延線材を製造する。前記熱間圧
延材は高焼入れ性を示すため、熱間の終了温度にも関わ
らず、熱間圧延終了後に熱延線材に焼きが入り、１５０
０N/mm2 以上の引張強度を示す。従って、該線材を後工
程で高冷間加工を施すため、該線材に焼鈍を施して線材
の引張強度を９５０N/mm2 以下にする。
いて説明する。本発明の上記成分を有する鋼を溶製し、
溶鋼を鋳造によってビレットを形成し、該ビレットを加
熱後熱間圧延を施し、熱延線材を製造する。前記熱間圧
延材は高焼入れ性を示すため、熱間の終了温度にも関わ
らず、熱間圧延終了後に熱延線材に焼きが入り、１５０
０N/mm2 以上の引張強度を示す。従って、該線材を後工
程で高冷間加工を施すため、該線材に焼鈍を施して線材
の引張強度を９５０N/mm2 以下にする。
【００２６】上記線材はＡｃ1 温度が７５０℃未満と低
いため、通常の焼鈍（焼鈍温度：６００〜８００℃）で
９５０N/mm2 以下の引張強度を得るためには５００〜１
０００時間程度の焼鈍時間が必要である。このため１回
目の焼鈍（Ａｃ1 以上）を７００〜８００℃の温度範囲
で０．５〜５０時間保定し、１００℃以下まで冷却した
後、続いて２回目の焼鈍（Ａｃ1 以下）を６００〜７５
０℃の温度範囲で０．５〜５０時間保定して冷却する２
段焼鈍を行うことが好ましい。
いため、通常の焼鈍（焼鈍温度：６００〜８００℃）で
９５０N/mm2 以下の引張強度を得るためには５００〜１
０００時間程度の焼鈍時間が必要である。このため１回
目の焼鈍（Ａｃ1 以上）を７００〜８００℃の温度範囲
で０．５〜５０時間保定し、１００℃以下まで冷却した
後、続いて２回目の焼鈍（Ａｃ1 以下）を６００〜７５
０℃の温度範囲で０．５〜５０時間保定して冷却する２
段焼鈍を行うことが好ましい。
【００２７】このように焼鈍を行って引張強度を９５０
N/mm2 以下にした後、伸線加工（減面率：１〜９５％）
を行い、その後、必要により通常の焼鈍、例えば６００
〜８００℃の温度範囲で１〜２０分間の保持の焼鈍を施
し、該線材に切削、鍛造等の冷間加工を行い製品とす
る。いずれにせよ、冷間加工前の線材の引張強度を９５
０N/mm2 以下にすることが重要である。
N/mm2 以下にした後、伸線加工（減面率：１〜９５％）
を行い、その後、必要により通常の焼鈍、例えば６００
〜８００℃の温度範囲で１〜２０分間の保持の焼鈍を施
し、該線材に切削、鍛造等の冷間加工を行い製品とす
る。いずれにせよ、冷間加工前の線材の引張強度を９５
０N/mm2 以下にすることが重要である。
【００２８】線材に冷間加工を施して、製品にした後、
１０５０〜１３００℃の温度範囲で１〜２００分の加熱
保持を施し、続いて０．５〜２０℃/sの冷却速度で室温
まで急冷して焼入れを行う。本発明の成分を有する鋼に
からみ焼入れを施す（特に冷却速度の制御）ことによっ
てＣｒ炭化物の粒径を０．２μｍ以下に制御することが
できると共に、マルテンサイト組織を得ることができ
る。
１０５０〜１３００℃の温度範囲で１〜２００分の加熱
保持を施し、続いて０．５〜２０℃/sの冷却速度で室温
まで急冷して焼入れを行う。本発明の成分を有する鋼に
からみ焼入れを施す（特に冷却速度の制御）ことによっ
てＣｒ炭化物の粒径を０．２μｍ以下に制御することが
できると共に、マルテンサイト組織を得ることができ
る。
【００２９】かかる鋼組織は、孔食発生電位が２００mV
以上の高耐銹性とＨｖが５００以上の高硬度を有するこ
とができる。この特性は、靭性を付与するために焼入れ
後、１００〜４００℃×３〜２００分の焼戻し処理を施
しても同様に得られる。以上のように、本発明のマルテ
ンサイト系ステンレス鋼は高冷間加工性と高強度・高耐
銹性を有することができるので図１に示すドリリングタ
ッピンねじを製造するのに好適である。
以上の高耐銹性とＨｖが５００以上の高硬度を有するこ
とができる。この特性は、靭性を付与するために焼入れ
後、１００〜４００℃×３〜２００分の焼戻し処理を施
しても同様に得られる。以上のように、本発明のマルテ
ンサイト系ステンレス鋼は高冷間加工性と高強度・高耐
銹性を有することができるので図１に示すドリリングタ
ッピンねじを製造するのに好適である。
【００３０】次に該ドリリングタッピンねじの製造工程
を説明する。本発明鋼ビレットを熱間圧延した後、該熱
延線材に焼鈍、例えば前述の２段焼鈍を施し、続いて伸
線加工を行って所望の線径にした後、通常の焼鈍を施
し、ドリリングタッピンねじを成形する。線材は９５０
N/mm2 以下の引張強度になっているのでヘッディング等
の加工は容易である。
を説明する。本発明鋼ビレットを熱間圧延した後、該熱
延線材に焼鈍、例えば前述の２段焼鈍を施し、続いて伸
線加工を行って所望の線径にした後、通常の焼鈍を施
し、ドリリングタッピンねじを成形する。線材は９５０
N/mm2 以下の引張強度になっているのでヘッディング等
の加工は容易である。
【００３１】ドリリングタッピンねじを成形した後、該
ねじを１０５０〜１３００℃の温度に加熱し、１〜２０
０分保持した後、０．５〜２０℃/sの冷却速度で冷却し
て、焼入れ処理を施す。焼入れ温度が１０５０℃未満で
あると、Ｃｒ炭化物が析出して耐銹性および靭性が劣化
するばかりか、固溶Ｃ量が減り焼入れ強度が得られずね
じ込み性を劣化させるため、焼入れ温度を１０５０℃以
上にする。しかし、１３００℃を超えると残留オーステ
ナイトおよびδフェライトが存在し、逆に焼入れ強度、
ねじ込み性が低下するばかりか、耐銹性、靭性が劣化す
るため焼入れ温度の上限を１３００℃とする。又、焼入
れ時の冷却速度が０．５℃/s未満であると、粒界にＣｒ
炭化物が析出して耐銹性が劣化するため、冷却速度を
０．５℃/s以上にする。しかし、２０℃/sを超えると焼
入れ時に焼割れが起こるため冷却速度の上限を２０℃/s
とする。
ねじを１０５０〜１３００℃の温度に加熱し、１〜２０
０分保持した後、０．５〜２０℃/sの冷却速度で冷却し
て、焼入れ処理を施す。焼入れ温度が１０５０℃未満で
あると、Ｃｒ炭化物が析出して耐銹性および靭性が劣化
するばかりか、固溶Ｃ量が減り焼入れ強度が得られずね
じ込み性を劣化させるため、焼入れ温度を１０５０℃以
上にする。しかし、１３００℃を超えると残留オーステ
ナイトおよびδフェライトが存在し、逆に焼入れ強度、
ねじ込み性が低下するばかりか、耐銹性、靭性が劣化す
るため焼入れ温度の上限を１３００℃とする。又、焼入
れ時の冷却速度が０．５℃/s未満であると、粒界にＣｒ
炭化物が析出して耐銹性が劣化するため、冷却速度を
０．５℃/s以上にする。しかし、２０℃/sを超えると焼
入れ時に焼割れが起こるため冷却速度の上限を２０℃/s
とする。
【００３２】以上の焼入れ処理を施した後、１００〜４
００℃の温度範囲に３〜２００分保持する焼戻し処理を
施し、靭性を付与する。１００℃未満では靭性を付与す
ることができず、４００℃超では硬さがＨｖで５００未
満となりねじ込み性が低下する。以上のように本発明に
よれば所望の特性を有するドリリングタッピンねじを一
体に形成することが可能となる。
００℃の温度範囲に３〜２００分保持する焼戻し処理を
施し、靭性を付与する。１００℃未満では靭性を付与す
ることができず、４００℃超では硬さがＨｖで５００未
満となりねじ込み性が低下する。以上のように本発明に
よれば所望の特性を有するドリリングタッピンねじを一
体に形成することが可能となる。
【００３３】
【実施例】表１（１）に本発明鋼No．１〜２４の成分
を、表１（２）に比較鋼No．２５〜４１の成分をそれぞ
れ示す。
を、表１（２）に比較鋼No．２５〜４１の成分をそれぞ
れ示す。
【００３４】本発明鋼No．１〜５と比較鋼No．２５〜２
７は１３．０Ｃｒ−２．０Ｍｏ−０．１５Ｃ−０．１０
Ｎを基本成分としてオーステナイト生成元素であるＮｉ
量（％）およびＭｎ量（％）を変化させたものである。
本発明鋼No．６〜１０と比較鋼No．２８〜３１は１４．
０Ｃｒ−２．０Ｎｉ−２．０Ｍｏ−０．５Ｍｎを基本成
分としてＣ量（％）およびＮ量（％）を変化させたもの
である。本発明鋼No．１１〜１５と比較鋼No．３２〜３
７は２．０Ｎｉ−０．２Ｍｎ−０．１５Ｃ−０．１０Ｎ
を基本成分としてＣｒ量（％）およびＭｏ量（％）を変
化させたものである。本発明鋼No．１６〜１８と比較鋼
No．３８は１３Ｃｒ−２Ｎｉ−２Ｍｏ−０．２Ｍｎ−
０．１５Ｃ−０．１０Ｎを基本成分としてＢ量（％）を
変化させたものである。本発明鋼No．１９〜２４と比較
鋼No．３９〜４１は１３．５Ｃｒ−２．０Ｎｉ−２．０
Ｍｏ−１．２Ｍｎ−０．１５Ｃ−０．１０Ｎを基本成分
としてＴｉ量（％）およびＮｂ量（％）を変化させたも
のである。
７は１３．０Ｃｒ−２．０Ｍｏ−０．１５Ｃ−０．１０
Ｎを基本成分としてオーステナイト生成元素であるＮｉ
量（％）およびＭｎ量（％）を変化させたものである。
本発明鋼No．６〜１０と比較鋼No．２８〜３１は１４．
０Ｃｒ−２．０Ｎｉ−２．０Ｍｏ−０．５Ｍｎを基本成
分としてＣ量（％）およびＮ量（％）を変化させたもの
である。本発明鋼No．１１〜１５と比較鋼No．３２〜３
７は２．０Ｎｉ−０．２Ｍｎ−０．１５Ｃ−０．１０Ｎ
を基本成分としてＣｒ量（％）およびＭｏ量（％）を変
化させたものである。本発明鋼No．１６〜１８と比較鋼
No．３８は１３Ｃｒ−２Ｎｉ−２Ｍｏ−０．２Ｍｎ−
０．１５Ｃ−０．１０Ｎを基本成分としてＢ量（％）を
変化させたものである。本発明鋼No．１９〜２４と比較
鋼No．３９〜４１は１３．５Ｃｒ−２．０Ｎｉ−２．０
Ｍｏ−１．２Ｍｎ−０．１５Ｃ−０．１０Ｎを基本成分
としてＴｉ量（％）およびＮｂ量（％）を変化させたも
のである。
【００３５】以上の本発明鋼および比較鋼を通常のステ
ンレス鋼線の製造工程で、溶製し、熱間線材圧延を行
い、１０００℃で熱延を終了した。得られた熱延線材を
第１回目の焼鈍として、７４０℃まで加熱し、この温度
で４時間保持した後、５０℃まで冷却し、続いて第２回
目の焼鈍として、６５０℃まで加熱し、この温度で４時
間保持した後、室温まで冷却した。この焼鈍で得られた
線材の引張強度は８００〜１２００N/mm2 の範囲にあっ
た。上記線材を約２５％伸線加工を行った後、７００℃
×１０分間の焼鈍を施し、その後、鍛造により６角頭に
ヘッディング加工を行い、この加工材１１００℃に加熱
した後、１０分間保持した後、該温度から５℃/sの冷却
速度で焼入れを行い、更に２００℃に加熱し、３０分間
保持の焼戻し処理を施した。この結果、Ｃｒ炭化物が微
細に析出した焼戻しマルテンサイト組織のものが得られ
た。
ンレス鋼線の製造工程で、溶製し、熱間線材圧延を行
い、１０００℃で熱延を終了した。得られた熱延線材を
第１回目の焼鈍として、７４０℃まで加熱し、この温度
で４時間保持した後、５０℃まで冷却し、続いて第２回
目の焼鈍として、６５０℃まで加熱し、この温度で４時
間保持した後、室温まで冷却した。この焼鈍で得られた
線材の引張強度は８００〜１２００N/mm2 の範囲にあっ
た。上記線材を約２５％伸線加工を行った後、７００℃
×１０分間の焼鈍を施し、その後、鍛造により６角頭に
ヘッディング加工を行い、この加工材１１００℃に加熱
した後、１０分間保持した後、該温度から５℃/sの冷却
速度で焼入れを行い、更に２００℃に加熱し、３０分間
保持の焼戻し処理を施した。この結果、Ｃｒ炭化物が微
細に析出した焼戻しマルテンサイト組織のものが得られ
た。
【００３６】次に、該加工熱処理材の硬さ、耐銹性およ
び靭性を得るための試験を行った。硬さはＪＩＳ Ｚ２
２４４により線材の縦断面の中心硬さを測定した。本発
明例の硬さのランクはビッカース硬さ５００以上とし
た。耐銹性評価試験はＪＩＳ Ｚ２３７１により線材圧
延後の線材を平板に熱延、冷間圧延、研磨後、１００×
５０×１mmの板にて５００時間試験実施後評価した。本
発明例の耐銹性ランクはＪＩＳ評点の９．５以上とし
た。靭性はＪＩＳ Ｚ２２０２よりサイズφ７．５mm×
５５mm、深さ１mmのＵノッチで室温で試験を行い、その
時のシャルピー値にて評価した。本発明例のシャルピー
値のランクは６０J/cm2 以上とした。冷間加工性はコー
ルドダブルヘッダーにてつば付き六角頭のヘッディング
加工時に割れの有無で判断した。割れなく加工できた場
合は冷間加工性を良好、割れた場合は冷間加工性を不良
として評価した。
び靭性を得るための試験を行った。硬さはＪＩＳ Ｚ２
２４４により線材の縦断面の中心硬さを測定した。本発
明例の硬さのランクはビッカース硬さ５００以上とし
た。耐銹性評価試験はＪＩＳ Ｚ２３７１により線材圧
延後の線材を平板に熱延、冷間圧延、研磨後、１００×
５０×１mmの板にて５００時間試験実施後評価した。本
発明例の耐銹性ランクはＪＩＳ評点の９．５以上とし
た。靭性はＪＩＳ Ｚ２２０２よりサイズφ７．５mm×
５５mm、深さ１mmのＵノッチで室温で試験を行い、その
時のシャルピー値にて評価した。本発明例のシャルピー
値のランクは６０J/cm2 以上とした。冷間加工性はコー
ルドダブルヘッダーにてつば付き六角頭のヘッディング
加工時に割れの有無で判断した。割れなく加工できた場
合は冷間加工性を良好、割れた場合は冷間加工性を不良
として評価した。
【００３７】以上の試験結果を表２（１）（本発明
例）、表２（２）（比較例）に示す。各表で明らかなよ
うに、本発明例は全て上記の特性ランクを満足している
のに対し、比較例No．２５はＮｉ量（％）が低いためＤ
Ｉの値が高く焼入れ硬さ、耐銹性および靭性に劣ってい
た。比較例No．２６はＮｉ量（％）が高いため冷間加工
性が悪く、ＭＩの値が０（％）以上で焼入れ硬さに劣っ
ていた。比較例No．１５はＭｎ量が高いため耐銹性に劣
っていた。
例）、表２（２）（比較例）に示す。各表で明らかなよ
うに、本発明例は全て上記の特性ランクを満足している
のに対し、比較例No．２５はＮｉ量（％）が低いためＤ
Ｉの値が高く焼入れ硬さ、耐銹性および靭性に劣ってい
た。比較例No．２６はＮｉ量（％）が高いため冷間加工
性が悪く、ＭＩの値が０（％）以上で焼入れ硬さに劣っ
ていた。比較例No．１５はＭｎ量が高いため耐銹性に劣
っていた。
【００３８】比較例No．２８はＣ量（％）が低いため硬
さに劣っていた。比較例No．２９はＣ量（％）が高く粗
大炭化物が析出し、耐銹性、靭性に劣るばかりか冷間加
工性に劣っていた。比較例No．３０はＮ量（％）が高い
ためオーステナイトの存在をＣｒ炭窒化物の生成によ
り、硬さおよび耐銹性に劣っているばかりか、ブローホ
ールを生成し製造性が悪かった。比較例No．３１はＮ量
（％）が低いため硬さに劣っていた。
さに劣っていた。比較例No．２９はＣ量（％）が高く粗
大炭化物が析出し、耐銹性、靭性に劣るばかりか冷間加
工性に劣っていた。比較例No．３０はＮ量（％）が高い
ためオーステナイトの存在をＣｒ炭窒化物の生成によ
り、硬さおよび耐銹性に劣っているばかりか、ブローホ
ールを生成し製造性が悪かった。比較例No．３１はＮ量
（％）が低いため硬さに劣っていた。
【００３９】比較例No．３２はＣｒ量（％）およびＭｏ
量（％）が低いためＡＲＩの値が低く耐銹性に劣ってい
た。比較例No．３３はＭｏ量（％）が低いためＡＲＩの
値が低く耐銹性に劣っていた。比較例No．３４はＣｒ量
（％）が低いためＡＲＩの値が０（％）以上でδフェラ
イト組織が存在し耐銹性に劣っているばかりか、Ｗ１の
値が高く素材硬さが高いため冷間加工性に劣っていた。
比較例No．３５はＣｒ量（％）が高いためＤＩの値が０
（％）以上でδフェライト組織が存在し耐銹性に劣って
いるばかりか、Ｗ１の値が高く素材硬さが高いため冷間
加工性に劣っていた。比較例No．３６はＭｏ量（％）が
高いためＤＩの値が０（％）以上でδフェライト組織が
存在し耐銹性に劣っているばかりか、Ｗ１の値が高く素
材硬さが高いため冷間加工性に劣っていた。比較例No．
３７はＤＩの値が０（％）以上でδフェライト組織が存
在し耐銹性に劣っているばかりかＷ１の値が高く素材硬
さが高いため冷間加工性に劣っていた。
量（％）が低いためＡＲＩの値が低く耐銹性に劣ってい
た。比較例No．３３はＭｏ量（％）が低いためＡＲＩの
値が低く耐銹性に劣っていた。比較例No．３４はＣｒ量
（％）が低いためＡＲＩの値が０（％）以上でδフェラ
イト組織が存在し耐銹性に劣っているばかりか、Ｗ１の
値が高く素材硬さが高いため冷間加工性に劣っていた。
比較例No．３５はＣｒ量（％）が高いためＤＩの値が０
（％）以上でδフェライト組織が存在し耐銹性に劣って
いるばかりか、Ｗ１の値が高く素材硬さが高いため冷間
加工性に劣っていた。比較例No．３６はＭｏ量（％）が
高いためＤＩの値が０（％）以上でδフェライト組織が
存在し耐銹性に劣っているばかりか、Ｗ１の値が高く素
材硬さが高いため冷間加工性に劣っていた。比較例No．
３７はＤＩの値が０（％）以上でδフェライト組織が存
在し耐銹性に劣っているばかりかＷ１の値が高く素材硬
さが高いため冷間加工性に劣っていた。
【００４０】本発明例No．１６〜１８はＢ量（％）を添
加したことで本発明例No．１３に比べ硬さおよび靭性が
向上した。比較例No．３８はＢ量（％）が高いため耐銹
性および靭性に劣っていた。本発明例No．２０，２１は
Ｔｉを添加したことで、本発明例No．１９に比べ耐銹性
が向上した。本発明例No．２２はＴｉとＮｂの両方を添
加したことで、本発明例No．１９に比べ耐銹性が向上し
た。本発明例No．２３，２４はＮｂを添加したことで、
本発明例No．１９に比べ耐銹性が向上した。しかし、比
較例No．３９〜４１はＴｉ，Ｎｂ量（％）が高すぎるた
めＷ２の値が高く冷間加工性に劣っていた。以上の実施
例から分かるように本発明鋼の優位性が明らかである。
加したことで本発明例No．１３に比べ硬さおよび靭性が
向上した。比較例No．３８はＢ量（％）が高いため耐銹
性および靭性に劣っていた。本発明例No．２０，２１は
Ｔｉを添加したことで、本発明例No．１９に比べ耐銹性
が向上した。本発明例No．２２はＴｉとＮｂの両方を添
加したことで、本発明例No．１９に比べ耐銹性が向上し
た。本発明例No．２３，２４はＮｂを添加したことで、
本発明例No．１９に比べ耐銹性が向上した。しかし、比
較例No．３９〜４１はＴｉ，Ｎｂ量（％）が高すぎるた
めＷ２の値が高く冷間加工性に劣っていた。以上の実施
例から分かるように本発明鋼の優位性が明らかである。
【００４１】表２（１）および（２）に冷間加工性につ
いて本発明例および比較例を比較した実施例を示す。こ
れらの実施例は表１記載の本発明鋼No．３の成分の鋼を
表３に示すように熱間線材圧延材を焼鈍なし（No．４
４）と１段目を７５０℃で１時間、２段目を６５０℃で
１時間の２段焼鈍（No．４３）又は７００℃で１０００
時間の焼鈍（No．４２）で軟化し、続いて伸線加工、通
常焼鈍を施し、その後、冷間鍛造によりヘッディング加
工を行った。
いて本発明例および比較例を比較した実施例を示す。こ
れらの実施例は表１記載の本発明鋼No．３の成分の鋼を
表３に示すように熱間線材圧延材を焼鈍なし（No．４
４）と１段目を７５０℃で１時間、２段目を６５０℃で
１時間の２段焼鈍（No．４３）又は７００℃で１０００
時間の焼鈍（No．４２）で軟化し、続いて伸線加工、通
常焼鈍を施し、その後、冷間鍛造によりヘッディング加
工を行った。
【００４２】これらの実施例はヘッディング加工前の素
材の強度とヘッディング時の冷間加工性で評価した。素
材の強度はＪＩＳ Ｚ２２０１により引張試験により測
定した。本発明例No．４２は引張強さが９３０N/mm2 、
本発明例No．４３は９１０N/mm2 であり、冷間加工性は
良好である。それに対し比較例No．４４は引張強さが１
６００N/mm2 であり、伸線加工ができず、冷間加工性は
不良であった。以上の実施例から分かるように本発明線
材の優位性が明らかである。
材の強度とヘッディング時の冷間加工性で評価した。素
材の強度はＪＩＳ Ｚ２２０１により引張試験により測
定した。本発明例No．４２は引張強さが９３０N/mm2 、
本発明例No．４３は９１０N/mm2 であり、冷間加工性は
良好である。それに対し比較例No．４４は引張強さが１
６００N/mm2 であり、伸線加工ができず、冷間加工性は
不良であった。以上の実施例から分かるように本発明線
材の優位性が明らかである。
【００４３】表４（１）および（２）にドリリングタッ
ピンねじを製造する場合の本発明例と比較例を示す。本
発明例No．４５は表１記載のNo．３の鋼を通常のステン
レス鋼線の製造工程で溶製し、熱間線材圧延した。その
後、該熱延線材を１段目を７６０℃で１時間、２段目を
６７０℃で１時間の２段焼鈍を施し、減面率２５％で伸
線加工し、７００℃で１０分の焼鈍を施し、ドリリング
タッピンねじ成形前の素線とした。その後、冷間鍛造、
圧造、転造によりドリリングタッピンねじを成形し、そ
の後、１１５０℃×１０分保持の温度域から５℃/sの冷
却速度で焼入れし、引き続き２００℃×３０分保持の温
度域で焼戻しを施した。
ピンねじを製造する場合の本発明例と比較例を示す。本
発明例No．４５は表１記載のNo．３の鋼を通常のステン
レス鋼線の製造工程で溶製し、熱間線材圧延した。その
後、該熱延線材を１段目を７６０℃で１時間、２段目を
６７０℃で１時間の２段焼鈍を施し、減面率２５％で伸
線加工し、７００℃で１０分の焼鈍を施し、ドリリング
タッピンねじ成形前の素線とした。その後、冷間鍛造、
圧造、転造によりドリリングタッピンねじを成形し、そ
の後、１１５０℃×１０分保持の温度域から５℃/sの冷
却速度で焼入れし、引き続き２００℃×３０分保持の温
度域で焼戻しを施した。
【００４４】比較例No．４６〜５１は従来のドリリング
タッピンねじの例を示す。これらの実施例のねじ成形加
工は、通常のステンレス製ドリリングタッピンねじの製
造工程でねじ成形した。成形後、ＳＵＳ４１０製の比較
例No．４６は窒化焼入れ・焼戻しを行い、その後、表層
にＮｉ−Ｃｒめっきを施した。ＳＵＳ３０４製の比較例
No．４７は表面硬化のため窒化処理を施し、比較例No．
４８は、耐銹性付与のため更にその上にダクロ処理を施
した。ＳＵＳ３０５製の比較例No．４９は表層硬化のた
めの窒化処理後、耐銹性付与のためねじ頭部のみショッ
ト・酸洗で表層の窒化層を落とした。高強度高Ｍｎオー
ステナイト系ステンレス鋼の比較例No．５０は時効処理
を施した。高強度オーステナイト系ステンレス鋼の比較
例No．５１は時効硬化処理を施し、その後、ねじ込み時
の潤滑性付与のためＺｎめっきを施した。
タッピンねじの例を示す。これらの実施例のねじ成形加
工は、通常のステンレス製ドリリングタッピンねじの製
造工程でねじ成形した。成形後、ＳＵＳ４１０製の比較
例No．４６は窒化焼入れ・焼戻しを行い、その後、表層
にＮｉ−Ｃｒめっきを施した。ＳＵＳ３０４製の比較例
No．４７は表面硬化のため窒化処理を施し、比較例No．
４８は、耐銹性付与のため更にその上にダクロ処理を施
した。ＳＵＳ３０５製の比較例No．４９は表層硬化のた
めの窒化処理後、耐銹性付与のためねじ頭部のみショッ
ト・酸洗で表層の窒化層を落とした。高強度高Ｍｎオー
ステナイト系ステンレス鋼の比較例No．５０は時効処理
を施した。高強度オーステナイト系ステンレス鋼の比較
例No．５１は時効硬化処理を施し、その後、ねじ込み時
の潤滑性付与のためＺｎめっきを施した。
【００４５】これらの実施例の製造性はねじ成形時の冷
間加工性、工具寿命で評価した。製品特性は最終製品の
刃先硬さ、ねじ込み性、耐銹性で評価した。これら特性
値を表４（２）に示す。なお、工具寿命はヘッディング
加工時にパンチが破損することなく、１００００本以上
ヘッディング加工できた場合を良好、１００００本未満
の場合を不良とした。又、硬さはＪＩＳ Ｚ２２４４に
よりねじの刃先表面下０．１mmの位置を測定した。ねじ
込み性はＪＩＳ Ｂ１１２５に基づき５．５mm板厚のＳ
Ｓ４００鉄板にねじ込み試験し、損傷なくねじ込み可能
か否かで判断した。損傷なくねじ込み可能な場合はねじ
込み性を良好、不可な場合はねじ込み性を不良として評
価した。耐銹性評価試験はドリリングタッピンねじを発
泡スチロールに２０°傾けて差し込みＪＩＳ Ｚ２３７
１により５００時間試験実施後評価した。評価はねじ頭
が無発銹の場合を良好、点錆発銹および全面発銹の場合
を不良とした。
間加工性、工具寿命で評価した。製品特性は最終製品の
刃先硬さ、ねじ込み性、耐銹性で評価した。これら特性
値を表４（２）に示す。なお、工具寿命はヘッディング
加工時にパンチが破損することなく、１００００本以上
ヘッディング加工できた場合を良好、１００００本未満
の場合を不良とした。又、硬さはＪＩＳ Ｚ２２４４に
よりねじの刃先表面下０．１mmの位置を測定した。ねじ
込み性はＪＩＳ Ｂ１１２５に基づき５．５mm板厚のＳ
Ｓ４００鉄板にねじ込み試験し、損傷なくねじ込み可能
か否かで判断した。損傷なくねじ込み可能な場合はねじ
込み性を良好、不可な場合はねじ込み性を不良として評
価した。耐銹性評価試験はドリリングタッピンねじを発
泡スチロールに２０°傾けて差し込みＪＩＳ Ｚ２３７
１により５００時間試験実施後評価した。評価はねじ頭
が無発銹の場合を良好、点錆発銹および全面発銹の場合
を不良とした。
【００４６】表４（２）から明らかなように、本発明例
は製造性および製品特性とも全て良好であった。一方、
比較例No．４６のＳＵＳ４１０の窒化焼入れ材は耐銹性
に劣っていた。又、比較例No．４７のＳＵＳ３０４の表
面窒化処理材は耐銹性に劣っていた。比較例No．４８の
ＳＵＳ３０４の表面窒化処理およびダクロ処理材はコス
トが高いばかりか耐銹性に劣っていた。比較例No．４９
のＳＵＳ３０５の表面窒化処理および頭部ショット、酸
洗処理材はコストが高いばかりか表面窒化処理層が完全
に除去できないため耐銹性に劣っていた。比較例No．５
０の高Ｍｎ高強度オーステナイト系ステンレス鋼の時効
処理材は、高加工硬化・高強度のため冷間加工性および
工具寿命に劣っているばかりか、加工割れ部から発銹し
耐銹性に劣っていた。比較例No．５１の高強度オーステ
ナイト系ステンレス鋼の時効処理およびＺｎめっき材は
高加工硬化・高強度のため冷間加工性および工具寿命に
劣っているばかりか、Ｚｎめっきが全面発銹し、耐銹性
に劣っていた。以上の実施例から分かるように本発明の
ドリリングタッピンねじの優位性が明らかである。
は製造性および製品特性とも全て良好であった。一方、
比較例No．４６のＳＵＳ４１０の窒化焼入れ材は耐銹性
に劣っていた。又、比較例No．４７のＳＵＳ３０４の表
面窒化処理材は耐銹性に劣っていた。比較例No．４８の
ＳＵＳ３０４の表面窒化処理およびダクロ処理材はコス
トが高いばかりか耐銹性に劣っていた。比較例No．４９
のＳＵＳ３０５の表面窒化処理および頭部ショット、酸
洗処理材はコストが高いばかりか表面窒化処理層が完全
に除去できないため耐銹性に劣っていた。比較例No．５
０の高Ｍｎ高強度オーステナイト系ステンレス鋼の時効
処理材は、高加工硬化・高強度のため冷間加工性および
工具寿命に劣っているばかりか、加工割れ部から発銹し
耐銹性に劣っていた。比較例No．５１の高強度オーステ
ナイト系ステンレス鋼の時効処理およびＺｎめっき材は
高加工硬化・高強度のため冷間加工性および工具寿命に
劣っているばかりか、Ｚｎめっきが全面発銹し、耐銹性
に劣っていた。以上の実施例から分かるように本発明の
ドリリングタッピンねじの優位性が明らかである。
【００４７】
【表１】
【００４８】
【表２】
【００４９】
【表３】
【００５０】
【表４】
【００５１】
【表５】
【００５２】
【表６】
【００５３】
【表７】
【００５４】
【発明の効果】以上の各実施例から明らかなように本発
明によりねじ込み性および耐銹性に優れたねじ、打ち抜
き性および耐銹性に優れた釘、耐銹性に優れた刃物およ
び耐銹性に優れた高強度ばね等を安価に提供することが
可能で、産業上有用な効果がもたらされる。
明によりねじ込み性および耐銹性に優れたねじ、打ち抜
き性および耐銹性に優れた釘、耐銹性に優れた刃物およ
び耐銹性に優れた高強度ばね等を安価に提供することが
可能で、産業上有用な効果がもたらされる。
【図面の簡単な説明】
【図１】ドリリングタッピンねじを示す正面図。
【図２】炭素鋼製ドリリングタッピンねじの使用状態を
示す斜視図。
示す斜視図。
【図３】ステンレス製ねじのねじ止め状態を示す斜視
図。
図。
【図４】孔食発生電位とＣｒ炭化物の平均粒径との関係
を示す図表。
を示す図表。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 松井 孝至 光市大字島田3434番地 新日本製鐵株式 会社 光製鐵所内 (72)発明者 吉村 公一 光市大字島田3434番地 新日本製鐵株式 会社 光製鐵所内 (72)発明者 村田 亘 光市大字島田3434番地 新日本製鐵株式 会社 光製鐵所内 (56)参考文献 特開 平５−287456（ＪＰ，Ａ) 特開 昭49−1423（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C22C 38/00 - 38/60
Claims (11)
- 【請求項１】 重量％で、 Ｃ ：０．１３〜０．２０％、 Ｓｉ：０．１〜０．５％以下、 Ｍｎ：０．１〜２．０％以下、 Ｎｉ：１．０〜２．５％、 Ｃｒ：１２．０〜１６．０％、 Ｍｏ：１．３〜３．５％、 Ｎ ：０．０６〜０．１３％ を含有し、かつ（１）式で表されるＡＲＩの値が１６〜
２１（％）、（２）式で表されるＤＩの値が０（％）未
満、（３）式で表されるＭＩの値が０（％）未満、
（４）式のＷ１の値が２６０（％）未満で、残部が実質
的にＦｅおよび不可避的不純物からなり、かつ粒径０．
２μｍ以下（零も含む）のＣｒ炭化物が析出しているマ
ルテンサイト組織、又は、焼戻しマルテンサイト組織を
有することを特徴とする耐銹性に優れた高強度マルテン
サイト系ステンレス鋼。 ＡＲＩ＝Ｃｒ＋2.4 Ｍｏ ………（１）式 ＤＩ ＝Ｃｒ＋1.21Ｍｏ＋0.48Ｓｉ＋2.48Ａｌ −（24.5Ｃ＋18.4Ｎ＋Ｎｉ＋0.11Ｍｎ）−10.0 ………（２）式 ＭＩ ＝Ｎｉ＋30Ｃ＋0.12Ｍｎ＋18Ｎ＋0.83（Ｃｒ＋1.5 Ｓｉ＋1.4 Ｍｏ） −25.0 ………（３）式 Ｗ１ ＝24Ｍｏ＋13.3Ｃｒ＋６Ｍｎ＋６Ｓｉ＋Ｎｉ ………（４）式 - 【請求項２】 重量％で、 Ｂ：０．００１〜０．０１０％、 を含有することを特徴とする請求項１記載の耐銹性に優
れた高強度マルテンサイト系ステンレス鋼。 - 【請求項３】 重量％で、 Ｔｉ：０．０５〜１．０％、 Ｎｂ：０．０５〜１．０％ を含有し、かつ（５）式で表されるＷ２の値が２６０
（％）未満で残部が実質的にＦｅおよび不可避的不純物
からなることを特徴とする請求項１又は２記載の耐銹性
に優れた高強度マルテンサイト系ステンレス鋼。 Ｗ２＝24Ｍｏ＋13.3Ｃｒ＋６Ｍｎ＋６Ｓｉ＋Ｎｉ＋10Ｔｉ＋10Ｎｂ…（５）式 - 【請求項４】 重量％で、 Ｃ ：０．１３〜０．２０％、 Ｓｉ：０．１〜０．５％以下、 Ｍｎ：０．１〜２．０％以下、 Ｎｉ：１．０〜２．５％、 Ｃｒ：１２．０〜１６．０％、 Ｍｏ：１．３〜３．５％、 Ｎ ：０．０６〜０．１３％ を含有し、かつ（１）式で表されるＡＲＩの値が１６〜
２１（％）、（２）式で表されるＤＩの値が０（％）未
満、（３）式で表されるＭＩの値が０（％）未満、
（４）式で表されるＷ１の値が２６０（％）未満で、残
部が実質的にＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼で、
熱間圧延によって製造された熱延線材を焼鈍して得られ
た線材の引張強度が９５０N/mm2 以下であることを特徴
とする耐銹性に優れた高強度マルテンサイト系ステンレ
ス鋼およびマルテンサイト系ステンレス鋼線材。 ＡＲＩ＝Ｃｒ＋2.4 Ｍｏ ………（１）式 ＤＩ ＝Ｃｒ＋1.21Ｍｏ＋0.48Ｓｉ＋2.48Ａｌ −（24.5Ｃ＋18.4Ｎ＋Ｎｉ＋0.11Ｍｎ）−10.0 ………（２）式 ＭＩ ＝Ｎｉ＋30Ｃ＋0.12Ｍｎ＋18Ｎ＋0.83（Ｃｒ＋1.5 Ｓｉ＋1.4 Ｍｏ） −25.0 ………（３）式 Ｗ１ ＝24Ｍｏ＋13.3Ｃｒ＋６Ｍｎ＋６Ｓｉ＋Ｎｉ ………（４）式 - 【請求項５】 重量％で、 Ｂ：０．００１〜０．０１０％、 を含有することを特徴とする請求項４記載の耐銹性に優
れた高強度マルテンサイト系ステンレス線材。 - 【請求項６】 重量％で、 Ｔｉ：０．０５〜１．０％、 Ｎｂ：０．０５〜１．０％ を含有し、かつ（５）式で表されるＷ２の値が２６０
（％）未満で残部が実質的にＦｅおよび不可避的不純物
からなることを特徴とする請求項４又は５記載の耐銹性
に優れた高強度マルテンサイト系ステンレス鋼線材。 Ｗ２＝24Ｍｏ＋13.3Ｃｒ＋６Ｍｎ＋６Ｓｉ＋Ｎｉ＋10Ｔｉ＋10Ｎｂ…（５）式 - 【請求項７】 前記焼鈍が、７００〜８００℃で０．５
〜５０時間保定し、１００℃以下まで冷却する１回目の
焼鈍と、６００〜７５０℃で０．５〜５０時間保定後冷
却する２回目の焼鈍を施す２段焼鈍であることを特徴と
する請求項４〜６のいずれかに記載の耐銹性に優れた高
強度マルテンサイト系ステンレス鋼線材。 - 【請求項８】 重量％で、 Ｃ ：０．１３〜０．２０％、 Ｓｉ：０．１〜０．５％以下、 Ｍｎ：０．１〜２．０％以下、 Ｎｉ：１．０〜２．５％、 Ｃｒ：１２．０〜１６．０％、 Ｍｏ：１．３〜３．５％、 Ｎ ：０．０６〜０．１３％ を含有し、かつ（１）式で表されるＡＲＩの値が１６〜
２１（％）、（２）式で表されるＤＩの値が０（％）未
満、（３）式で表されるＭＩの値が０（％）未満、
（４）式で表されるＷ１の値が２６０（％）未満で、残
部が実質的にＦｅおよび不可避的不純物からなり、刃先
硬さがＨｖで５００以上であることを特徴とする耐銹性
に優れた高強度マルテンサイト系ステンレス鋼ドリリン
グタッピンねじ。 ＡＲＩ＝Ｃｒ＋2.4 Ｍｏ ………（１）式 ＤＩ ＝Ｃｒ＋1.21Ｍｏ＋0.48Ｓｉ＋2.48Ａｌ −（24.5Ｃ＋18.4Ｎ＋Ｎｉ＋0.11Ｍｎ）−10.0 ………（２）式 ＭＩ ＝Ｎｉ＋30Ｃ＋0.12Ｍｎ＋18Ｎ＋0.83（Ｃｒ＋1.5 Ｓｉ＋1.4 Ｍｏ） −25.0 ………（３）式 Ｗ１ ＝24Ｍｏ＋13.3Ｃｒ＋６Ｍｎ＋６Ｓｉ＋Ｎｉ ………（４）式 - 【請求項９】 重量％で、 Ｃ ：０．１３〜０．２０％、 Ｓｉ：０．１〜０．５％以下、 Ｍｎ：０．１〜２．０％以下、 Ｎｉ：１．０〜２．５％、 Ｃｒ：１２．０〜１６．０％、 Ｍｏ：１．３〜３．５％、 Ｎ ：０．０６〜０．１３％ を含有し、かつ（１）式で表されるＡＲＩの値が１６〜
２１（％）、（２）式で表されるＤＩの値が０（％）未
満、（３）式で表されるＭＩの値が０（％）未満、
（４）式で表されるＷ１の値が２６０（％）未満で、残
部が実質的にＦｅおよび不可避的不純物からなり、熱間
圧延によって得られた熱延線材を焼鈍し、伸線加工し、
焼鈍した後、ドリリングタッピンねじを冷間成形し、そ
の後１０５０〜１３００℃の温度範囲で加熱してから
０．５〜２０℃/secの冷却速度で焼入れし、焼戻し処理
を施して得られた刃先の硬さがＨｖで５００以上である
ことを特徴とする耐銹性に優れた高強度マルテンサイト
系ステンレス鋼ドリリングタッピンねじ。 ＡＲＩ＝Ｃｒ＋2.4 Ｍｏ ………（１）式 ＤＩ ＝Ｃｒ＋1.21Ｍｏ＋0.48Ｓｉ＋2.48Ａｌ −（24.5Ｃ＋18.4Ｎ＋Ｎｉ＋0.11Ｍｎ）−10.0 ………（２）式 ＭＩ ＝Ｎｉ＋30Ｃ＋0.12Ｍｎ＋18Ｎ＋0.83（Ｃｒ＋1.5 Ｓｉ＋1.4 Ｍｏ） −25.0 ………（３）式 Ｗ１ ＝24Ｍｏ＋13.3Ｃｒ＋６Ｍｎ＋６Ｓｉ＋Ｎｉ ………（４）式 - 【請求項１０】 重量％で、 Ｂ：０．００１〜０．０１０％、 を含有することを特徴とする請求項８記載の耐銹性に優
れた高強度マルテンサイト系ステンレス鋼ドリリングタ
ッピンねじ。 - 【請求項１１】 重量％で、 Ｔｉ：０．０５〜１．０％、 Ｎｂ：０．０５〜１．０％ を含有し、かつ（５）式で表されるＷ２の値が２６０
（％）未満で残部が実質的にＦｅおよび不可避的不純物
からなることを特徴とする請求項８〜１０記載の耐銹性
に優れた高強度マルテンサイト系ステンレス鋼ドリリン
グタッピンねじ。 Ｗ２＝24Ｍｏ＋13.3Ｃｒ＋６Ｍｎ＋６Ｓｉ＋Ｎｉ＋10Ｔｉ＋10Ｎｂ…（５）式
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP00161194A JP3340225B2 (ja) | 1993-01-12 | 1994-01-12 | 耐銹性に優れた高強度マルテンサイト系ステンレス鋼およびドリリングタッピンねじ |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP344293 | 1993-01-12 | ||
| JP5-3442 | 1993-01-12 | ||
| JP00161194A JP3340225B2 (ja) | 1993-01-12 | 1994-01-12 | 耐銹性に優れた高強度マルテンサイト系ステンレス鋼およびドリリングタッピンねじ |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH06264194A JPH06264194A (ja) | 1994-09-20 |
| JP3340225B2 true JP3340225B2 (ja) | 2002-11-05 |
Family
ID=26334864
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP00161194A Expired - Lifetime JP3340225B2 (ja) | 1993-01-12 | 1994-01-12 | 耐銹性に優れた高強度マルテンサイト系ステンレス鋼およびドリリングタッピンねじ |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3340225B2 (ja) |
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-
1994
- 1994-01-12 JP JP00161194A patent/JP3340225B2/ja not_active Expired - Lifetime
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| 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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