JP3385603B2 - 析出硬化型ステンレス鋼 - Google Patents
析出硬化型ステンレス鋼Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、耐食性および冷間加工
性に優れる高硬度のセミオーステナイト系析出硬化型ス
テンレス鋼に関する。
性に優れる高硬度のセミオーステナイト系析出硬化型ス
テンレス鋼に関する。
【０００２】
【従来の技術】従来、電子機器、家電機器、測定機器、
ねじ、ボルト等で高硬度と耐食性を要する部品用の材料
としては、ＳＵＳ４１０、ＳＵＳ４２０などのマルテン
サイト系ステンレス鋼やＳＵＳ３０４、ＳＵＳＸＭ７な
どのオーステナイト系ステンレス鋼が使用されてきた。
ねじ、ボルト等で高硬度と耐食性を要する部品用の材料
としては、ＳＵＳ４１０、ＳＵＳ４２０などのマルテン
サイト系ステンレス鋼やＳＵＳ３０４、ＳＵＳＸＭ７な
どのオーステナイト系ステンレス鋼が使用されてきた。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】しかし、上記材料のう
ち、マルテンサイト系ステンレス鋼は熱処理により容易
に高硬度が得られるが、耐食性が劣るため使用箇所が限
定される。一方、オーステナイト系ステンレス鋼は、耐
食性は優れているが、冷間加工により強化してもマルテ
ンサイト系ステンレス鋼より硬さが低い。また、高硬度
が得られるオーステナイト系ステンレス鋼も各種開発さ
れているが、加工硬化性が大きく僅かな冷間加工で著し
く硬化するので、複雑な形状の部品を形成することが難
しくコストが高くなる。
ち、マルテンサイト系ステンレス鋼は熱処理により容易
に高硬度が得られるが、耐食性が劣るため使用箇所が限
定される。一方、オーステナイト系ステンレス鋼は、耐
食性は優れているが、冷間加工により強化してもマルテ
ンサイト系ステンレス鋼より硬さが低い。また、高硬度
が得られるオーステナイト系ステンレス鋼も各種開発さ
れているが、加工硬化性が大きく僅かな冷間加工で著し
く硬化するので、複雑な形状の部品を形成することが難
しくコストが高くなる。
【０００４】本発明の目的は、上記のような技術の現状
にかんがみて、高硬度で耐食性および冷間加工性に優れ
た材料を提供することにある。
にかんがみて、高硬度で耐食性および冷間加工性に優れ
た材料を提供することにある。
【０００５】
【課題を解決するための手段】上記目的を達成するため
に、本発明の請求項１記載の析出硬化型ステンレス鋼
は、重量％で、Ｃ： ０．０１〜０．１０％、Ｓｉ：
０．５％以下、Ｍｎ： １．０％以下、Ｃｕ： ０．５
〜４．５％、Ｎｉ： ６．０〜１２．０％、Ｃｒ：１
４．０〜１９．０％、Ａｌ： ０．５〜２．５％、Ｎ：
０．０１〜０．１０％を含み、残余Ｆｅおよび不可避
的不純物からなり、かつ、下記式および式を満足す
る化学組成を有することを特徴とする。
に、本発明の請求項１記載の析出硬化型ステンレス鋼
は、重量％で、Ｃ： ０．０１〜０．１０％、Ｓｉ：
０．５％以下、Ｍｎ： １．０％以下、Ｃｕ： ０．５
〜４．５％、Ｎｉ： ６．０〜１２．０％、Ｃｒ：１
４．０〜１９．０％、Ａｌ： ０．５〜２．５％、Ｎ：
０．０１〜０．１０％を含み、残余Ｆｅおよび不可避
的不純物からなり、かつ、下記式および式を満足す
る化学組成を有することを特徴とする。
【０００６】 −６０℃≦Ｍd30 ≦−２０℃
ただし、
Ｍd30 (℃)=551-462(C%+N%)-9.2Si%-8.1Mn%-13.7Cr%-29
(Ni%+Cu%)-18.5Mo ０．９Ｃｒeq−Ｎｉeq≦８．２ ただし、 Ｃｒeq＝Cr%+1.21Mo%+0.48Si%+2.27V%+0.72W%+2.20Ti%+
0.14Nb%+0.21Ta%+2.48Al% Ｎｉeq＝Ni%+0.11Mn%+0.41Co%+0.44Cu%+18.4N% 本発明の請求項１記載の析出硬化型ステンレス鋼はセミ
オーステナイト系析出硬化型ステンレス鋼であって、溶
体化熱処理状態において主にオーステナイト相よりなる
が、これを冷間加工することにより前記オーステナイト
相はマルテンサイト相に変態し、鋼が硬化する。冷間加
工した前記鋼を時効熱処理することにより、冷間加工に
よって生成したマルテンサイト相において著しい析出硬
化を生じる。
(Ni%+Cu%)-18.5Mo ０．９Ｃｒeq−Ｎｉeq≦８．２ ただし、 Ｃｒeq＝Cr%+1.21Mo%+0.48Si%+2.27V%+0.72W%+2.20Ti%+
0.14Nb%+0.21Ta%+2.48Al% Ｎｉeq＝Ni%+0.11Mn%+0.41Co%+0.44Cu%+18.4N% 本発明の請求項１記載の析出硬化型ステンレス鋼はセミ
オーステナイト系析出硬化型ステンレス鋼であって、溶
体化熱処理状態において主にオーステナイト相よりなる
が、これを冷間加工することにより前記オーステナイト
相はマルテンサイト相に変態し、鋼が硬化する。冷間加
工した前記鋼を時効熱処理することにより、冷間加工に
よって生成したマルテンサイト相において著しい析出硬
化を生じる。
【０００７】上記工程において、化学成分の含有率によ
って決まるパラメータＭd30 を調整して完全マルテンサ
イト化を図り、冷間加工性と時効硬化性とに優れた鋼と
する。さらに、本発明の請求項１記載の析出硬化型ステ
ンレス鋼においては、化学成分の含有率を調整すること
によって、熱間加工性に影響を与えるδ−フェライトを
制御する。すなわち、化学成分の含有率から計算するＭ
d30 の値が式を満足するものとする。
って決まるパラメータＭd30 を調整して完全マルテンサ
イト化を図り、冷間加工性と時効硬化性とに優れた鋼と
する。さらに、本発明の請求項１記載の析出硬化型ステ
ンレス鋼においては、化学成分の含有率を調整すること
によって、熱間加工性に影響を与えるδ−フェライトを
制御する。すなわち、化学成分の含有率から計算するＭ
d30 の値が式を満足するものとする。
【０００８】
−６０℃≦Ｍd30 ≦−２０℃ ・・・・・
ただし、
Ｍd30 (℃)=551-462(C%+N%)-9.2Si%-8.1Mn%-13.7Cr%-29
(Ni%+Cu%)-18.5Mo Ｍd30 は１７−７ＰＨ鋼等のセミオーステナイト系ステ
ンレス鋼において、冷間加工により母相をマルテンサイ
ト相にするときの変態量とその鋼が含有する化学成分の
含有率との関係を示すパラメータとして知られているも
のである。Ｍd3 0 が−２０℃を超えると固溶化熱処理状
態においてマルテンサイトの生成が著しくなり、固溶化
熱処理状態における鋼の硬度が上昇するために鋼の冷間
加工性を劣化させる。一方、Ｍd30 が−６０℃未満であ
れば、鋼を冷間加工したときに完全マルテンサイト化は
達し得ず、時効熱処理後に高い硬度を得ることができな
い。以上の理由により、本発明の析出硬化型ステンレス
鋼におけるＭd30 の上限を−２０℃、下限を−６０℃と
する。
(Ni%+Cu%)-18.5Mo Ｍd30 は１７−７ＰＨ鋼等のセミオーステナイト系ステ
ンレス鋼において、冷間加工により母相をマルテンサイ
ト相にするときの変態量とその鋼が含有する化学成分の
含有率との関係を示すパラメータとして知られているも
のである。Ｍd3 0 が−２０℃を超えると固溶化熱処理状
態においてマルテンサイトの生成が著しくなり、固溶化
熱処理状態における鋼の硬度が上昇するために鋼の冷間
加工性を劣化させる。一方、Ｍd30 が−６０℃未満であ
れば、鋼を冷間加工したときに完全マルテンサイト化は
達し得ず、時効熱処理後に高い硬度を得ることができな
い。以上の理由により、本発明の析出硬化型ステンレス
鋼におけるＭd30 の上限を−２０℃、下限を−６０℃と
する。
【０００９】次に、本発明の析出硬化型ステンレス鋼の
熱間加工性について述べる。本発明の析出硬化型ステン
レス鋼のようにＮｉ、Ｃｒを多く含む高合金鋼を熱間加
工するとき、熱間加工温度で鋼中に生じるδ−フェライ
ト量が多いと鋼の熱間加工性を害することが知られてい
る。高合金鋼の化学組成と前記高合金鋼を熱間圧延した
ときの圧延割れの発生状況との関係を調べた結果、鋼中
の化学成分の含有率から下記の式によって計算したＣｒ
eqおよびＮｉeqとが式の関係を満たすように化学組成
を調整することによって、熱間圧延の際に割れを生じる
ことのない優れた熱間加工性を有する鋼を得ることがで
きることを確めた。
熱間加工性について述べる。本発明の析出硬化型ステン
レス鋼のようにＮｉ、Ｃｒを多く含む高合金鋼を熱間加
工するとき、熱間加工温度で鋼中に生じるδ−フェライ
ト量が多いと鋼の熱間加工性を害することが知られてい
る。高合金鋼の化学組成と前記高合金鋼を熱間圧延した
ときの圧延割れの発生状況との関係を調べた結果、鋼中
の化学成分の含有率から下記の式によって計算したＣｒ
eqおよびＮｉeqとが式の関係を満たすように化学組成
を調整することによって、熱間圧延の際に割れを生じる
ことのない優れた熱間加工性を有する鋼を得ることがで
きることを確めた。
【００１０】
０．９Ｃｒeq−Ｎｉeq≦８．２ ・・・・・
ただし、
Ｃｒeq＝Cr%+1.21Mo%+0.48Si%+2.27V%+0.72W%+2.20Ti%+
0.14Nb%+0.21Ta%+2.48Al% Ｎｉeq＝Ni%+0.11Mn%+0.41Co%+0.44Cu%+18.4N% また、各合金成分の割合は、下記(a) 〜(g) に示すとお
りである。 (a) Ｃ：０．０１〜０．１０％、Ｎ：０．０１〜０．１
０％ Ｃ、Ｎは強力なオーステナイト生成元素であり、またＭ
d30 の値を調整するのに重要な元素である。そのため、
本発明の析出硬化型ステンレス鋼においてはＣ、Ｎの含
有率の下限を０．０１％とする。しかし、Ｃ、Ｎを多量
に含有すると、オーステナイト相が安定化しすぎ、この
鋼を冷間加工してもマルテンサイト変態しなくなり、鋼
の析出硬化の妨げとなる。また、Ｃ、Ｎは鋼の結晶粒界
部に炭化物、窒化物などを生成することにより鋼の耐食
性を低下させる。そのため、Ｃ、Ｎの含有率の上限はそ
れぞれ０．１０％とする。 (b) Ｓｉ：０．５％以下 Ｓｉは鋼の溶製時における脱酸剤として添加されるが、
余剰のＳｉは常温における鋼の硬度を高め、冷間加工性
を低下させるので、含有率の上限を０．５％とする。 (c) Ｍｎ：１．０％以下 Ｍｎはオーステナイト生成元素であるがその効果は小さ
く、また多量に含有すれば耐食性が劣化するので、含有
率の上限を１．０％とする。 (d) Ｃｕ：０．５〜４．５％ Ｃｕはオーステナイト生成元素であると共に、冷間加工
後の時効加熱により鋼のマルテンサイトマトリックス中
にＣｕリッチ相として析出し、鋼の硬度を大幅に上昇さ
せる。その効果はＣｕ含有率０．５％以下では小さく、
Ｃｕ含有率の増加につれて前記効果は増大する。しか
し、Ｃｕ含有率が４．５％以上となると鋼のオーステナ
イト相が安定化し過ぎて、冷間加工により鋼がマルテン
サイト変態しなくなる。また、多量のＣｕの含有は鋼の
熱間加工性を劣化する。以上の理由によりＣｕ含有率の
範囲を０．５〜４．５％とする。 (e) Ｎｉ：６．０〜１２．０％ Ｎｉはオーステナイト生成元素であり、固溶化熱処理状
態で鋼をオーステナイト相とするための主要な元素であ
る。Ｎｉの含有率が６．０％以下では、固溶化熱処理時
に鋼中にマルテンサイトが生成し、固溶化熱処理状態で
望ましいオーステナイト相が得られない。また、Ｎｉ含
有率が１２．０％以上であると、オーステナイト相が安
定化し過ぎて、冷間加工によりマルテンサイト変態しな
くなる。以上の理由によりＮｉ含有率の範囲を６．０〜
１２．０％とする。 (f) Ｃｒ：１４．０〜１９．０％ Ｃｒはフェライト生成元素であると共に、鋼の耐食性を
向上する元素である。優れた耐食性を得るために１４．
０％以上の含有率が必要である。Ｃｒ含有率が多いほど
耐食性向上効果は大きいが、過大に含有すると鋼中にδ
−フェライトを生成し、鋼の熱間加工性を劣化するため
含有率の上限を１９．０％とする。 (g) Ａｌ：０．５〜２．５％ Ａｌはフェライト生成元素であると共に、鋼の冷間加工
後の時効加熱によりマルテンサイトマトリックス中にＮ
ｉＡｌ相を析出し、鋼の硬度を大幅に上昇する。その効
果はＡｌ含有率０．５％以下では小さく、Ａｌ含有率が
多いほど前記効果は大きい。しかし、Ａｌ含有率が２．
５％以上となると鋼中にδ−フェライトを多量に生成
し、鋼の熱間加工性を劣化するため含有率の上限を２．
５％とする。
0.14Nb%+0.21Ta%+2.48Al% Ｎｉeq＝Ni%+0.11Mn%+0.41Co%+0.44Cu%+18.4N% また、各合金成分の割合は、下記(a) 〜(g) に示すとお
りである。 (a) Ｃ：０．０１〜０．１０％、Ｎ：０．０１〜０．１
０％ Ｃ、Ｎは強力なオーステナイト生成元素であり、またＭ
d30 の値を調整するのに重要な元素である。そのため、
本発明の析出硬化型ステンレス鋼においてはＣ、Ｎの含
有率の下限を０．０１％とする。しかし、Ｃ、Ｎを多量
に含有すると、オーステナイト相が安定化しすぎ、この
鋼を冷間加工してもマルテンサイト変態しなくなり、鋼
の析出硬化の妨げとなる。また、Ｃ、Ｎは鋼の結晶粒界
部に炭化物、窒化物などを生成することにより鋼の耐食
性を低下させる。そのため、Ｃ、Ｎの含有率の上限はそ
れぞれ０．１０％とする。 (b) Ｓｉ：０．５％以下 Ｓｉは鋼の溶製時における脱酸剤として添加されるが、
余剰のＳｉは常温における鋼の硬度を高め、冷間加工性
を低下させるので、含有率の上限を０．５％とする。 (c) Ｍｎ：１．０％以下 Ｍｎはオーステナイト生成元素であるがその効果は小さ
く、また多量に含有すれば耐食性が劣化するので、含有
率の上限を１．０％とする。 (d) Ｃｕ：０．５〜４．５％ Ｃｕはオーステナイト生成元素であると共に、冷間加工
後の時効加熱により鋼のマルテンサイトマトリックス中
にＣｕリッチ相として析出し、鋼の硬度を大幅に上昇さ
せる。その効果はＣｕ含有率０．５％以下では小さく、
Ｃｕ含有率の増加につれて前記効果は増大する。しか
し、Ｃｕ含有率が４．５％以上となると鋼のオーステナ
イト相が安定化し過ぎて、冷間加工により鋼がマルテン
サイト変態しなくなる。また、多量のＣｕの含有は鋼の
熱間加工性を劣化する。以上の理由によりＣｕ含有率の
範囲を０．５〜４．５％とする。 (e) Ｎｉ：６．０〜１２．０％ Ｎｉはオーステナイト生成元素であり、固溶化熱処理状
態で鋼をオーステナイト相とするための主要な元素であ
る。Ｎｉの含有率が６．０％以下では、固溶化熱処理時
に鋼中にマルテンサイトが生成し、固溶化熱処理状態で
望ましいオーステナイト相が得られない。また、Ｎｉ含
有率が１２．０％以上であると、オーステナイト相が安
定化し過ぎて、冷間加工によりマルテンサイト変態しな
くなる。以上の理由によりＮｉ含有率の範囲を６．０〜
１２．０％とする。 (f) Ｃｒ：１４．０〜１９．０％ Ｃｒはフェライト生成元素であると共に、鋼の耐食性を
向上する元素である。優れた耐食性を得るために１４．
０％以上の含有率が必要である。Ｃｒ含有率が多いほど
耐食性向上効果は大きいが、過大に含有すると鋼中にδ
−フェライトを生成し、鋼の熱間加工性を劣化するため
含有率の上限を１９．０％とする。 (g) Ａｌ：０．５〜２．５％ Ａｌはフェライト生成元素であると共に、鋼の冷間加工
後の時効加熱によりマルテンサイトマトリックス中にＮ
ｉＡｌ相を析出し、鋼の硬度を大幅に上昇する。その効
果はＡｌ含有率０．５％以下では小さく、Ａｌ含有率が
多いほど前記効果は大きい。しかし、Ａｌ含有率が２．
５％以上となると鋼中にδ−フェライトを多量に生成
し、鋼の熱間加工性を劣化するため含有率の上限を２．
５％とする。
【００１１】また、本発明の請求項２記載の析出硬化型
ステンレス鋼は、請求項１記載の析出硬化型ステンレス
鋼が含む化学成分に加えて、重量％でＴｉ：２．０％以
下およびＭｏ：２．０％以下のいずれか１種以上を含む
ことを特徴とする。その理由を下記(h) 、(i) に示す。 (h) Ｔｉ：２．０％以下 Ｔｉはフェライト生成元素であると共に、鋼の冷間加工
後の時効加熱によりマルテンサイトマトリックス中にＴ
ｉＡｌ相を析出し、鋼の硬度を大幅に上昇する。その効
果はＴｉ含有率が多いほど大きい。しかし、Ｔｉ含有率
が２．０％以上となると鋼中にδ−フェライトを多量に
生成し、鋼の熱間加工性を劣化するため含有率の上限を
２．０％とする。 (i) Ｍｏ：２．０％以下 Ｍｏは鋼の耐食性の向上に寄与すると共に、鋼の冷間加
工後の時効加熱によりマルテンサイトマトリックス中に
Ｆｅ2 Ｍｏを析出し、鋼の硬度上昇に寄与するので、Ｍ
ｏの添加により一層鋼の硬度上昇が期待できる。しか
し、Ｍｏ含有率が２．０％以上となると鋼中にδ−フェ
ライトを多量に生成し、鋼の熱間加工性を劣化するため
含有率の上限を２．０％とする。
ステンレス鋼は、請求項１記載の析出硬化型ステンレス
鋼が含む化学成分に加えて、重量％でＴｉ：２．０％以
下およびＭｏ：２．０％以下のいずれか１種以上を含む
ことを特徴とする。その理由を下記(h) 、(i) に示す。 (h) Ｔｉ：２．０％以下 Ｔｉはフェライト生成元素であると共に、鋼の冷間加工
後の時効加熱によりマルテンサイトマトリックス中にＴ
ｉＡｌ相を析出し、鋼の硬度を大幅に上昇する。その効
果はＴｉ含有率が多いほど大きい。しかし、Ｔｉ含有率
が２．０％以上となると鋼中にδ−フェライトを多量に
生成し、鋼の熱間加工性を劣化するため含有率の上限を
２．０％とする。 (i) Ｍｏ：２．０％以下 Ｍｏは鋼の耐食性の向上に寄与すると共に、鋼の冷間加
工後の時効加熱によりマルテンサイトマトリックス中に
Ｆｅ2 Ｍｏを析出し、鋼の硬度上昇に寄与するので、Ｍ
ｏの添加により一層鋼の硬度上昇が期待できる。しか
し、Ｍｏ含有率が２．０％以上となると鋼中にδ−フェ
ライトを多量に生成し、鋼の熱間加工性を劣化するため
含有率の上限を２．０％とする。
【００１２】また、本発明の請求項３記載の析出硬化型
ステンレス鋼は、請求項１または２記載の析出硬化型ス
テンレス鋼が含む化学成分に加えて、重量％でＢ：０．
００１〜０．０１％、Ｎｂ：０．０５〜０．５％、Ｖ：
０．０５〜０．５％およびＺｒ：０．０５〜０．５％の
うち、いずれか１種以上を含むことを特徴とする。その
理由を下記（j)、 (k)に示す。 (j) Ｂ：０．００１〜０．０１％ Ｂは鋼の熱間加工性を改善する元素であり、鋼中にδ−
フェライトが多く生成して熱間加工性が劣る場合に有効
である。その効果はＢ含有率０．００１％で現れ始める
が、Ｂ含有率が０．０１％を超えるとむしろ鋼の熱間加
工性を劣化するので、Ｂ含有率の範囲を０．００１〜
０．０１％とする。 (k) Ｎｂ、Ｖ、Ｚｒ：０．０５〜０．５％ Ｎｂ、Ｖ、Ｚｒは鋼の溶体化処理後の結晶粒を微細化す
る効果をもつ。鋼の結晶粒を微細化すれば鋼の限界圧縮
率が増大するので、鋼に強い冷間加工を加えることがで
きるようになる。その効果はＮｂ、Ｖ、Ｚｒのいずれの
元素においても含有率０．０５％から現れ始めるが、含
有率０．５％を超えてもその効果は飽和するため、含有
率の範囲をそれぞれ０．０５〜０．５％とする。
ステンレス鋼は、請求項１または２記載の析出硬化型ス
テンレス鋼が含む化学成分に加えて、重量％でＢ：０．
００１〜０．０１％、Ｎｂ：０．０５〜０．５％、Ｖ：
０．０５〜０．５％およびＺｒ：０．０５〜０．５％の
うち、いずれか１種以上を含むことを特徴とする。その
理由を下記（j)、 (k)に示す。 (j) Ｂ：０．００１〜０．０１％ Ｂは鋼の熱間加工性を改善する元素であり、鋼中にδ−
フェライトが多く生成して熱間加工性が劣る場合に有効
である。その効果はＢ含有率０．００１％で現れ始める
が、Ｂ含有率が０．０１％を超えるとむしろ鋼の熱間加
工性を劣化するので、Ｂ含有率の範囲を０．００１〜
０．０１％とする。 (k) Ｎｂ、Ｖ、Ｚｒ：０．０５〜０．５％ Ｎｂ、Ｖ、Ｚｒは鋼の溶体化処理後の結晶粒を微細化す
る効果をもつ。鋼の結晶粒を微細化すれば鋼の限界圧縮
率が増大するので、鋼に強い冷間加工を加えることがで
きるようになる。その効果はＮｂ、Ｖ、Ｚｒのいずれの
元素においても含有率０．０５％から現れ始めるが、含
有率０．５％を超えてもその効果は飽和するため、含有
率の範囲をそれぞれ０．０５〜０．５％とする。
【００１３】
【作用】本発明による析出硬化型ステンレス鋼は、化学
成分の含有率によって決るパラメータＭd30 を調整して
完全マルテンサイト化を図り、冷間加工性および時効硬
化性に優れる。また、化学成分の含有率を調整すること
によって、熱間加工性に影響を与えるδ−フェライトを
制御する。これにより、熱間圧延の際に割れを生じるこ
とのない優れた熱間加工性を有する鋼を得る。
成分の含有率によって決るパラメータＭd30 を調整して
完全マルテンサイト化を図り、冷間加工性および時効硬
化性に優れる。また、化学成分の含有率を調整すること
によって、熱間加工性に影響を与えるδ−フェライトを
制御する。これにより、熱間圧延の際に割れを生じるこ
とのない優れた熱間加工性を有する鋼を得る。
【００１４】
【実施例】以下、本発明の実施例を詳細に説明する。表
１に示す化学組成の鋼を溶製して得た鋼塊に１１００℃
×１６Ｈｒの均熱処理を施した。
１に示す化学組成の鋼を溶製して得た鋼塊に１１００℃
×１６Ｈｒの均熱処理を施した。
【００１５】
【表１】
【００１６】前記均熱処理を施した鋼塊から直径６ｍ
ｍ、長さ１１０ｍｍの試験片を切出し、高温高速引張試
験を行って熱間加工性を試験した。結果を表２に示す。
ｍ、長さ１１０ｍｍの試験片を切出し、高温高速引張試
験を行って熱間加工性を試験した。結果を表２に示す。
【００１７】
【表２】
【００１８】表２において、○印は高温高速引張試験で
６０％以上の破断絞りを示す試験温度幅が２００℃以上
であり、熱間加工性が優れていることを示す。また、×
印は前記の試験温度幅が２００℃以下であり、熱間加工
性が劣ることを示す。表２より明らかなように、（０．
９Ｃｒeq−Ｎｉeq）の値が８．２以下のものはいずれも
熱間加工性が優れていることが判る。Ｃｒeq、Ｎｉeqに
よるδ−フェライト量の変化を示すＨｕｌｌ図の中に熱
間加工性の試験結果を図１に示す。
６０％以上の破断絞りを示す試験温度幅が２００℃以上
であり、熱間加工性が優れていることを示す。また、×
印は前記の試験温度幅が２００℃以下であり、熱間加工
性が劣ることを示す。表２より明らかなように、（０．
９Ｃｒeq−Ｎｉeq）の値が８．２以下のものはいずれも
熱間加工性が優れていることが判る。Ｃｒeq、Ｎｉeqに
よるδ−フェライト量の変化を示すＨｕｌｌ図の中に熱
間加工性の試験結果を図１に示す。
【００１９】前記鋼塊の一部は、さらに熱間圧延によっ
て直径１４ｍｍの線材に圧延した。ここに、実施例１お
よび実施例２は、熱間圧延によって健全な線材を得るこ
とが出来なかったので、以後の試験は行えなかった。前
記熱間圧延によって製造した線材に、１０５０℃×１Ｈ
ｒ水冷の固溶化熱処理を加えた後切出した試料につい
て、金属組織を顕出してマルテンサイトの面積率を求め
た。各供試材のＭd30 とマルテンサイトの面積率との関
係を整理した結果を図２に示す。図２よりＭd30 の値が
−２０℃を超えるとマルテンサイトの面積率が急増する
ことが判る。
て直径１４ｍｍの線材に圧延した。ここに、実施例１お
よび実施例２は、熱間圧延によって健全な線材を得るこ
とが出来なかったので、以後の試験は行えなかった。前
記熱間圧延によって製造した線材に、１０５０℃×１Ｈ
ｒ水冷の固溶化熱処理を加えた後切出した試料につい
て、金属組織を顕出してマルテンサイトの面積率を求め
た。各供試材のＭd30 とマルテンサイトの面積率との関
係を整理した結果を図２に示す。図２よりＭd30 の値が
−２０℃を超えるとマルテンサイトの面積率が急増する
ことが判る。
【００２０】前記固溶化熱処理を加えた線材から６ｍ
ｍ、長さ１１．５ｍｍの試験片を切出し圧縮試験を行
い、割れが発生するまでに試験片に加えた圧縮ひずみ量
を測定することによって冷間加工性を調べた。その結果
を表３に示す。また、前記固溶化熱処理を加えた線材に
冷間引抜きによって、それぞれ減面率２０％、６０％お
よび８０％の冷間加工を加えた。さらに、冷間引抜き材
に５００℃×１Ｈｒの時効熱処理を施した。前記固溶化
熱処理材、冷間引抜き材および時効熱処理材の硬さを測
定した。その結果を表３に示す。なお評価はＳＵＳ３０
４のε＝１のときの変形抵抗を１としたときの比較的な
値で行った。
ｍ、長さ１１．５ｍｍの試験片を切出し圧縮試験を行
い、割れが発生するまでに試験片に加えた圧縮ひずみ量
を測定することによって冷間加工性を調べた。その結果
を表３に示す。また、前記固溶化熱処理を加えた線材に
冷間引抜きによって、それぞれ減面率２０％、６０％お
よび８０％の冷間加工を加えた。さらに、冷間引抜き材
に５００℃×１Ｈｒの時効熱処理を施した。前記固溶化
熱処理材、冷間引抜き材および時効熱処理材の硬さを測
定した。その結果を表３に示す。なお評価はＳＵＳ３０
４のε＝１のときの変形抵抗を１としたときの比較的な
値で行った。
【００２１】
【表３】
【００２２】本発明の実施例はいずれも良好な冷間加工
性を示していることが判る。また、本発明の実施例は固
溶化熱処理によって比較的低い硬さを示し、冷間加工性
が良好で高い減面率まで冷間引抜きが可能である。そし
て時効熱処理によって著しい硬化を示し、６０％減面率
の冷間引抜き後時効熱処理を施すことによりＨＶ５００
以上の硬度が得られる。
性を示していることが判る。また、本発明の実施例は固
溶化熱処理によって比較的低い硬さを示し、冷間加工性
が良好で高い減面率まで冷間引抜きが可能である。そし
て時効熱処理によって著しい硬化を示し、６０％減面率
の冷間引抜き後時効熱処理を施すことによりＨＶ５００
以上の硬度が得られる。
【００２３】６０％冷間引抜き材についてＪＩＳ Ｚ
２３７１による塩水噴霧試験および４９℃、湿度９５％
の雰囲気で９６時間暴露による湿潤試験を行った。その
結果を表４に示す。
２３７１による塩水噴霧試験および４９℃、湿度９５％
の雰囲気で９６時間暴露による湿潤試験を行った。その
結果を表４に示す。
【００２４】
【表４】
【００２５】本発明の実施例はいずれもＳＵＳ３０４、
ＳＵＳ６３１と同等の耐食性を示していることが判る。
ＳＵＳ６３１と同等の耐食性を示していることが判る。
【００２６】
【発明の効果】以上説明したように、本発明の析出硬化
型ステンレス鋼は、冷間加工性に優れ、高い硬度と良好
な耐食性を備えるので、ねじ、ボルト、その他冷間ヘッ
ディングや冷間圧造等の厳しい冷間加工を施して製造す
る部品用材料として好適である。
型ステンレス鋼は、冷間加工性に優れ、高い硬度と良好
な耐食性を備えるので、ねじ、ボルト、その他冷間ヘッ
ディングや冷間圧造等の厳しい冷間加工を施して製造す
る部品用材料として好適である。
【図１】本発明の実施例におけるＣｒeq、Ｎｉeqと熱間
加工性との関係を示す特性図である。
加工性との関係を示す特性図である。
【図２】本発明の実施例におけるＭd30 と固溶化熱処理
後の鋼中マルテンサイト量との関係を示す特性図であ
る。
後の鋼中マルテンサイト量との関係を示す特性図であ
る。
Claims (3)
- 【請求項１】 重量％で、 Ｃ： ０．０１〜０．１０％、 Ｓｉ： ０．５％以下、 Ｍｎ： １．０％以下、 Ｃｕ： ０．５〜４．５％、 Ｎｉ： ６．０〜１２．０％、 Ｃｒ：１４．０〜１９．０％、 Ａｌ： ０．５〜２．５％、 Ｎ： ０．０１〜０．１０％ を含み、残余Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、か
つ、下記式および式を満足する化学組成を有するこ
とを特徴とする析出硬化型ステンレス鋼。 −６０℃≦Ｍd30 ≦−２０℃ ただし、 Ｍd30 (℃)=551-462(C%+N%)-9.2Si%-8.1Mn%-13.7Cr%-29
(Ni%+Cu%)-18.5Mo ０．９Ｃｒeq−Ｎｉeq≦８．２ ただし、 Ｃｒeq＝Cr%+1.21Mo%+0.48Si%+2.27V%+0.72W%+2.20Ti%+
0.14Nb%+0.21Ta%+2.48Al% Ｎｉeq＝Ni%+0.11Mn%+0.41Co%+0.44Cu%+18.4N% - 【請求項２】 請求項１記載の析出硬化型ステンレス鋼
が含む化学成分に加えて、重量％でＴｉ：２．０％以下
およびＭｏ：２．０％以下のいずれか１種以上を含むこ
とを特徴とする請求項１記載の析出硬化型ステンレス
鋼。 - 【請求項３】 請求項１または請求項２記載の析出硬化
型ステンレス鋼が含む化学成分に加えて、重量％でＢ：
０．００１〜０．０１％、Ｎｂ：０．０５〜０．５％、
Ｖ：０．０５〜０．５％およびＺｒ：０．０５〜０．５
％のうち、いずれか１種以上を含むことを特徴とする請
求項１または請求項２記載の析出硬化型ステンレス鋼。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP22619394A JP3385603B2 (ja) | 1994-09-21 | 1994-09-21 | 析出硬化型ステンレス鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP22619394A JP3385603B2 (ja) | 1994-09-21 | 1994-09-21 | 析出硬化型ステンレス鋼 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0892699A JPH0892699A (ja) | 1996-04-09 |
| JP3385603B2 true JP3385603B2 (ja) | 2003-03-10 |
Family
ID=16841353
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP22619394A Expired - Fee Related JP3385603B2 (ja) | 1994-09-21 | 1994-09-21 | 析出硬化型ステンレス鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3385603B2 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2017207652A1 (en) * | 2016-06-01 | 2017-12-07 | Ovako Sweden Ab | A precipitation hardening stainless steel and its manufacture |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP5618057B2 (ja) * | 2010-03-29 | 2014-11-05 | 日本精線株式会社 | 耐水素脆性に優れた高強度加工用ステンレス材料及びそのステンレス鋼線、並びにステンレス鋼成形品 |
| JP4918632B2 (ja) * | 2010-06-28 | 2012-04-18 | 社団法人日本航空宇宙工業会 | 析出強化型ステンレス鋼及びその製造方法 |
| KR101401625B1 (ko) * | 2010-10-07 | 2014-06-02 | 닛폰 스틸 앤드 스미킨 스테인레스 스틸 코포레이션 | 내피로성이 우수한 석출 경화형 준안정 오스테나이트계 스테인리스 강선 및 그 제조 방법 |
| CN115927973B (zh) * | 2023-01-03 | 2024-03-22 | 中国原子能科学研究院 | 一种马氏体不锈钢及其制备方法及应用 |
| CN116497278B (zh) * | 2023-04-28 | 2023-09-15 | 无锡市曙光高强度紧固件有限公司 | 一种高耐磨耐腐蚀的六角螺母及其制备工艺 |
-
1994
- 1994-09-21 JP JP22619394A patent/JP3385603B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2017207652A1 (en) * | 2016-06-01 | 2017-12-07 | Ovako Sweden Ab | A precipitation hardening stainless steel and its manufacture |
| US11767569B2 (en) | 2016-06-01 | 2023-09-26 | Ovako Sweden Ab | Precipitation hardening stainless steel and its manufacture |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0892699A (ja) | 1996-04-09 |
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