JP3863030B2

JP3863030B2 - 高強度析出硬化型ステンレス鋼、ステンレス鋼線並びにその鋼線による締結用高強度部品

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Publication number: JP3863030B2
Application number: JP2002030589A
Authority: JP
Inventors: 揚大高田; 一成貴傳名; 辰郎磯本; 好則谷本; 保辛木; 陽一鈴木
Original assignee: Nippon Seisen Co Ltd
Current assignee: Nippon Seisen Co Ltd
Priority date: 2002-02-07
Filing date: 2002-02-07
Publication date: 2006-12-27
Anticipated expiration: 2022-02-07
Also published as: JP2003231951A

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、冷間加工と時効硬化により高強度の圧造部品、例えばセルフドリリングねじ、タッピングねじ、釘、ピンをはじめとする種々の締結用部品として用い得る析出硬化型ステンレス鋼、ステンレス鋼線並びにその鋼線による締結用高強度部品に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
従来、圧造成形によって製造されるねじやボルトなどのステンレス製圧造品は、例えばＪＩＳＧ４３１４に規定されているように、ＳＵＳ３０４やＳＵＳ３１６、ＳＵＳＸＭ７などオーステナイト系ステンレス鋼の他、ＳＵＳ４１０やＳＵＳ４３０などによるクロム系ステンレス鋼も使用されており、いずれの材料を選択するかはその使用目的や仕上げ寸法などによって選択されている。
また、最近では、付設工程を短縮するためにそれ自体に穿孔機能を持たせたセルフドリリングねじやタッピングねじなどの高強度締結用部品も使用されており、そのための材料として、例えば焼入れ焼戻し処理や冷間加工によって所定の高強度特性を可能にするＳＵＳ４１０等のクロム系ステンレス鋼が一般的に用いられている。
【０００３】
しかし、ステンレス鋼においてこのような高強度特性を持たせる材料は焼入れなどの熱処理ができるクロム系ステンレス鋼に限られるため、耐食性に劣るものであり、また、強度的な面においても十分なものでないことから、めっきや窒化などの表面処理が必要となり、工程増加によるコストップの一因となっている。
こうした問題に対応するものとして、例えば特開平６−２６４１９４号公報ではマルテンサイト系ステンレス鋼によるものとしたり、特開２００１−１０７１９２号公報では、０．１０〜０．２０％Ｃ、２〜５％Ｓｉを添加することで加工誘起マルテンサイトの形成を容易にし、オーステナイト相を硬化する方法などが提案されている。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、これら従来のステンレス鋼は、最終製品とするための成形加工やその使用用途との関係で見ると十分なものと言えず、表面処理や用途的制限を設けることが必要となるものである。すなわち、特開平６−２６４１９４号公報による線材は、Ｃｒ：１２〜１６％、Ｎｉ：１〜２．５％を含むマルテンサイト系ステンレス鋼であるため、中間や仕上げ時に行う熱処理に長時間を要し、また、その仕上げ状態についても表面に酸化スケールを有するなどの問題があることから、光輝な表面状態を得ることは困難である。しかも、得られた線の機械的特性についても、引張強さ８００〜１２００Ｎ／ｍｍ²と非常に高いものであり、過酷なヘッダー加工を必要とする圧造製品にあっては、製品歩留りが悪く、生産性において問題を有するものである。
【０００５】
一方、特開２００１−１０７１９２号公報によるステンレス鋼ではＳｉを２〜５％と大きくするものであるため、固溶化熱処理状態での硬さが高く冷間加工性が阻害されるという問題がある。また、例えばＳＵＳ６３０などのようなマルテンサイト系析出硬化型ステンレス鋼では冷却マルテンサイト中の時効硬化によってＣｕ相を析出させることで硬化させるものであるが、冷間加工性や耐食性、耐水素脆性、靱性などに劣るものであった。従って、このような材料ではヘッダー加工時や使用時における頭飛びなどの発生が大きいという点が指摘されている。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
上述したような問題を解消するために、発明者らは鋭意開発を進めた結果、本発明では、加工前（固溶化熱処理）の組織を実質的にオーステナイト相とすることにより良好な冷間加工性を持たせる一方、Ｃ／Ｎ比、Ｍｓ、Ｍｄ₃₀などの成分比率を調整することにより、成形加工後の時効処理での硬化率を高め得る特性とした高強度析出硬化型ステンレス鋼を提供するものである。
【０００７】
その発明の要旨とするところは、
（１）質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１％、Ｓｉ：２％以下、Ｍｎ：２〜４％、Ｎｉ：４〜８％、Ｃｒ：１２〜１８％、Ｍｏ：２％以下、Ｃｕ：１．５〜４％、Ｎｂ：０．５％以下、Ｎ：０．０５〜０．２５％を含み、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなり、かつ、Ｃ／Ｎ：１以下、下記式Ｎｉ−ｂａｌ：−２以上、Ｍｓ：−１００℃以下、Ｍｄ₃₀：−３０℃以上に調整することにより冷間加工性を向上させたことを特徴とする高強度析出硬化型ステンレス鋼。
Ｎｉ−ｂａｌ＝Ｎｉ＋２７Ｃ＋２３Ｎ＋０．１Ｍｎ＋０．３Ｃｕ−１．２（Ｃｒ＋Ｍｏ）−０．５Ｓｉ＋１０
Ｍｓ（℃）＝１６８４−６０．８Ｃｒ−８９．２Ｎｉ−４８．７Ｍｎ−４０．６Ｓｉ−２４３３（Ｃ＋Ｎ）
Ｍｄ₃₀（℃）＝５５１−４６２（Ｃ＋Ｎ）−９．２Ｓｉ−８．１Ｍｎ−１３．７Ｃｒ−２９（Ｎｉ＋Ｃｕ）−１８．５Ｍｏ−６８Ｎｂ
【０００８】
（２）さらに、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｖ、Ｔａのいずれか１種または２種以上を合計で０．００２〜０．５％添加した前記（１）に記載の高強度析出硬化型ステンレス鋼。
（３）ステンレス鋼は、Ｃａ、Ｍｇのいずれか１種または２種を合計で０．００１〜０．１％添加した前記（１）または（２）に記載の高強度析出硬化型ステンレス鋼。
【０００９】
（４）質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１％、Ｓｉ：２％以下、Ｍｎ：２〜４％、Ｎｉ：４〜８％、Ｃｒ：１２〜１８％、Ｍｏ：２％以下、Ｃｕ：１．５〜４％、Ｎｂ：０．５％以下、Ｎ：０．０５〜０．２５％を含み、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなり、かつ、Ｃ／Ｎ：１以下、下記式Ｎｉ−ｂａｌ：−２以上、Ｍｓ：−１００℃以下、Ｍｄ₃₀：−３０℃以上に調整するとともに、固溶化熱処理または、さらに該熱処理に引き続くスキンパス加工によってオーステナイト量を８０体積％以上にしたことを特徴とする高強度析出硬化型ステンレス鋼線。
Ｎｉ−ｂａｌ＝Ｎｉ＋２７Ｃ＋２３Ｎ＋０．１Ｍｎ＋０．３Ｃｕ−１．２（Ｃｒ＋Ｍｏ）−０．５Ｓｉ＋１０
Ｍｓ（℃）＝１６８４−６０．８Ｃｒ−８９．２Ｎｉ−４８．７Ｍｎ−４０．６Ｓｉ−２４３３（Ｃ＋Ｎ）
Ｍｄ₃₀（℃）＝５５１−４６２（Ｃ＋Ｎ）−９．２Ｓｉ−８．１Ｍｎ−１３．７Ｃｒ−２９（Ｎｉ＋Ｃｕ）−１８．５Ｍｏ−６８Ｎｂ
【００１０】
（５）鋼線は、その表面を潤滑皮膜により被覆された前記（４）に記載のステンレス鋼線。
（６）引張強さ５００〜８５０Ｎ／ｍｍ²で、伸び特性２０〜５０％の特性を有する前記（４）または（５）に記載のステンレス鋼線。
（７）前記（４）〜（６）のいずれかに記載のステンレス鋼線を圧造成形加工によって所定形状に成形するとともに、さらに時効処理によってその少なくとも一部分のＨｖ硬さを５００以上としたことを特徴とする締結用高強度部品である。
【００１１】
上述したように、本発明は、ステンレス鋼としての前記基本組成と、必要に応じて若干の第３元素を加え、さらに各元素同士の配合バランスを各々調整することによって成形加工性を高めるとともに、該加工後の析出硬化処理での硬化率を向上させることによって、高強度の締結用部品を効率よく製造できるものとしている。その成分バランスとして、本発明ではＣ／Ｎ、Ｎｉ−ｂａｌ、Ｍｓ、Ｍｄ₃₀の各値を前記所定値になるように調整している。なお、本発明では「ステンレス鋼線」とは、ステンレス鋼の棒鋼や線材を引抜き加工したものや、これにさらにそのまま圧造などの成形加工によって所定の締結部品を製造できるように仕上げ処理されたものである。前記ステンレス鋼を例えば所定線径に引抜き加工した後、固溶化熱処理したもの、あるいはさらに軽度のスキンパス加工（例えば、加工率３〜１０％程度）を行ったものが相当し、表面には潤滑剤を付与したものが好ましい。
【００１２】
このような処理によって、本発明では材料中のオーステナイト量（γ量）を８０体積％以上、好ましくは９０〜９９．５％のものとし、さらに、引張強さ５００〜８５０Ｎ／ｍｍ²で、伸び特性２０〜５０％の特性を有するものともしている。なお、前記オーステナイト量については、例えばＸ線解析装置などにより線の表面や断面を直接計測することが望ましいが、困難な場合は、公知の任意方法によりその材料のマルテンサイト量やフェライト量などを求め、その合計を除いた残量をオーステナイト量と見なす間接法によるものであってもよく、必要に応じて数点の測定値の平均値で示される。また、ステンレス鋼線の表面には、例えば銅やニッケル、その他無機材料等による潤滑剤を付与させておくことが好ましいが、その種類や付着量、付着方法などについては、これまでにも多くの文献の中に示されていることから、特に特定まではしない。
【００１３】
一方、締結部品については、前記した縷々製品に使用できるものであるが、特に自己穿孔性が求められるセルフドリリングねじやタッピングねじに有効であり、その成形加工は、例えば、ヘッダー加工や転造など公知の方法が実施される。また、ステンレス鋼は加工後の機械的性質を高める目的から比較的低温での時効処理や析出硬化熱処理が行われることから、本発明でもこのような熱処理（例えば、３５０〜５００℃×５分〜２時間）を行うこととしている。この処理によってさらに締結用部品としての硬度アップが図られる。
【００１４】
【発明の実施の形態】
以下、本発明において各成分組成の限定理由を述べる。
Ｃ：０．０１〜０．１％
Ｃは、強度を高める基本的な元素であり、０．０１％未満ではオーステナイト相や加工誘起マルテンサイト相の硬化が十分とは言えず、しかも、ＮｂＣによる硬化が不足する。一方、０．１％を超える添加は、耐食性とともに成形加工性が劣る。従って、その範囲を０．０１〜０．１％とするが、より望ましくは０．０２〜０．０８％とする。
【００１５】
Ｓｉ：２％以下
Ｓｉは、脱酸剤であり、また、強度を付与する元素でもあるが２％を超えると冷間加工性が劣化するので、その上限を２％とする。望ましくは１％以下とする。
Ｍｎ：２〜４％
Ｍｎは、Ｓｉと同様に、脱酸剤であり、また、オーステナイトを安定化する元素である。その作用を発揮させるためには２％以上必要であるが、４％を超えると加工硬化しにくくなり高硬度が出ないので、その上限を４％とした。望ましくは２．２〜３．８％とする。
【００１６】
Ｎｉ：４〜８％
Ｎｉは、ステンレス鋼においてオーステナイト組織を安定化する元素であり、靱性向上と耐食性向上に寄与する元素であり、少なくとも４％以上必要である。また、４％未満では造塊時においてＮブローホールが発生するという問題もある。
しかし、８％を超える添加は加工硬化しにくくなり高硬度が達成できない。従って、その範囲を４〜８％としており、望ましくは４．５〜７％とする。
【００１７】
Ｃｒ：１２〜１８％
Ｃｒは、耐食性を向上させる元素である。従って、耐食性を向上させるためには１２％以上必要である。しかし、１８％を超える添加はδフェライト生成で成形加工性が劣化する。従って、その範囲を１２〜１８％、望ましくは１４〜１７％とする。
Ｍｏ：２％以下
Ｍｏは、耐食性を向上させる元素である。しかし２％を超えるとδフェライト生成で冷間加工性が劣化する。従って、その上限を２％、望ましくは１％とする。
【００１８】
Ｃｕ：１．５〜４％
Ｃｕは、時効硬化に必要であるとともに、冷間加工時の加工硬化率を低減し加工性を向上させる元素である。しかし、１．５％未満では時効熱処理後の材料硬化率が小さく好ましくない。また、４％を超えると加工硬化しにくくなり高硬度が得られない。従って、その範囲を１．５〜４％とする。望ましくは２．１〜２．９％とする。
【００１９】
Ｎｂ：０．５％以下
Ｎｂは、ＮｂＣを形成し硬度を向上させる作用を有する。しかし、０．５％を超えると粗大な炭窒化物を形成し、また、δフェライトが生じやすくなるため冷間加工性が劣化することとなる。従って、上限を０．５％とした。しかしながら、０．１％未満ではＮｂＣによる硬化が不足することから、望ましくは０．１〜０．３％とする。
【００２０】
Ｎ：０．０５〜０．２５％
Ｎは、オーステナイトの硬化による強度を付与するのに必要な元素である。しかし、０．０５％未満ではオーステナイトの硬化が十分でなく、一方、０．２５％を超えると造塊時にＮブローホールが発生すると共に冷間加工性が劣化するこことなる。従って、その範囲を０．０５〜０．２５％とする。望ましくは０．０６〜０．２％、より望ましくは０．０６〜０．１５％とする。
【００２１】
本発明のステンレス鋼およびステンレス鋼線は、このような組成を少なくとも含むものとし、さらに必要に応じて若干の第３元素を添加することができるものであって、残部Ｆｅと不可避的不純物で構成するものとしている。
前記第３元素としては、例えばＴｉ，Ｚｒ，Ｖ，Ｔａなどの他、ＣａやＭｇ等が用いられる。特に前者Ｔｉ，Ｚｒ，Ｖ，Ｔａは、いずれも時効硬化性を向上させる働きがあるものの、多量に含有させたものでは冷間加工性が劣化することとなるため、これら元素単体では０．００２〜０．５％とし、また、その２種類以上を併用させる場合にあっても、合計含有量は０．５％以下にするのがよい。
【００２２】
また、後者Ｃａ，Ｍｇは、共に熱間加工性を向上させる働きを有するものであるが、０．１％を超えるとその効果は飽和することとなるため、各元素単体の場合には、０．００１〜０．１％とするのがよく、また、その両者を併用する場合にあっても、上限０．１％以下とするのがよい。
一方、本発明において不可避的不純物としては、例えばＰ，Ｓ，Ａｌなどが想定され、ＰやＳについては材料の靱性を劣化させることから、多量添加は好ましくなく、その上限として、Ｐでは０．１％、望ましくは０．０５％以下とし、また、Ｓについても、０．０３％以下、望ましくは０．０２％以下とすることがよい。
【００２３】
さらに、Ａｌは、ステンレス鋼製造段階で脱酸剤として用いられるものであるが、その含有量が０．１％を超えると粗大な窒化物を生成させることになり、冷間加工性が劣化することから、その上限は０．１％、好ましくは０．０５％以下とすることが望ましい。本発明は、このような組成とともに、特に冷間加工性と時効硬化性を高めるために、各組成同士の成分量バランスとして、Ｃ／Ｎ：１以下、Ｎｉ−ｂａｌ：−２以上、Ｍｓ：−１００℃以下、Ｍｄ₃₀：−３０℃以上の各要件についても設定しており、それらの算出にあっては前述した式から求めることができる。
【００２４】
Ｃ／Ｎ：１以下
Ｃ／Ｎは、本発明において最も重要なパラメータである。Ｃ／Ｎは、オーステナイト相の硬化による強度を付与させるための規制値としており、ＣよりもＮの方がオーステナイト相を加工硬化させるためオーステナイト相の硬化に対して有効との知見を得ており、また、耐食性の面からもＣよりＮを添加する方が有利である。なお、本発明では、Ｃについて、ＮｂＣによる時効硬化性確保のために、０．０１％以上を添加することとしており、その場合にあっても、Ｃ／Ｎが１を超えるとオーステナイト相の硬化が不足することとなる。従って、その上限を１としており、望ましくは０．８とする。
【００２５】
図１は、冷間加工硬さに及ぼすＣ／Ｎの影響を示した図であり、図２は、時効硬さに及ぼすＣ／Ｎの影響を示している。この図１および図２に示すように、冷間加工硬さおよび時効硬さはＭｄ₃₀にも影響を受けているが、Ｃ／Ｎが小さくなるに従って高くなっており、Ｃ／Ｎを小さくすることによって高硬度が得られることが理解される。
Ｎｉ−ｂａｌ：−２以上
Ｎｉ−ｂａｌは、δフェライト生成を抑制するためのＮｉバランスを規制するものであり、この値が−２未満ではδフェライト生成で冷間加工性を劣化させる。
従って、その下限を−２とした。
【００２６】
Ｍｓ：−１００℃以下
Ｍｓは、オーステナイト量を規制するための温度であり、加工前（固溶化熱処理）状態でオーステナイト相が少ない（マルテンサイト相が多い）と、冷間加工により加工硬化しにくいので、Ｍｓを−１００℃以下として固溶化熱処理後のオーステナイト量を８０体積％以上にし、冷間加工、時効硬化後に高硬度を得る。しかし、−１００℃を超えるとオーステナイト量が８０体積％未満になり冷間加工や時効硬化後の硬さが不足するので、その上限を−１００℃とした。
Ｍｄ₃₀：−３０℃以上
Ｍｄ₃₀は、加工硬化性および時効硬化性に関する規制温度であり、その値が−３０℃未満では加工硬化性および時効硬化性は低下することから、その下限値を−３０℃とした。
【００２７】
図３は、時効硬化度△Ｈａ（時効硬さ−加工硬さ）に及ぼすＣｕの影響を示した図である。この図に示すように、時効硬化度はＣｕ２．５％付近で最大であることが判る。これはＣｕ量が少ないと十分な時効硬化度が得られないのは時効硬化に寄与するＣｕ相の析出が少ないためだと推察される。逆にＣｕ量が多すぎるとマトリックスの加工硬化率が減少するため十分な時効硬化度が得られないためだと考えられる。
【００２８】
【実施例】
（実施例１）
表１に示す化学成分組成のステンレス鋼１００ｋｇを真空溶解炉にて溶解した後インゴットに鋳造し、１１５０℃に加熱後、φ２０素材に鍛伸し１０２５℃に加熱、３０分保持後水冷の固溶化熱処理した後試験片を加工して試験を行った。表２に試験結果を示す。固溶化熱処理（ＳＴ）後の残留オーステナイト（γ）量はＸ線回折により測定し、さらにＨｖ硬さも併せて測定した。また、冷間加工性を評価するため固溶化熱処理後の限界据込率を測定した（φ１４×２１Ｌ、１号拘束型試験片、日本塑性加工学会冷間鍛造分科会）、また、加工硬化特性と時効硬化特性を評価するために冷間加工（５０％据込み）後のＨｖ硬さを測定し、冷間加工後に時効処理（４４０℃、３０分保持、空冷）を施した後のＨｖ硬さを測定した。また、５０％冷間加工と４４０℃時効処理を施した後の耐食性（ＪＩＳＺ２３７１塩水噴霧試験５０℃、２４ｈ噴霧）を評価した。評価基準は○：発錆なし、△：発錆ありとした。さらに、表３に一部の鋼について５０％冷間加工、４４０℃、３０分保持、空冷の時効処理後のシャルピー衝撃値を測定（常温、Ｕノッチ試験片）した結果を示す。また、冷間加工、時効処理後のオーステナイト量をＸ線回折を用いて測定した結果について併記する。
【００２９】
【表１】

【００３０】
【表２】

【００３１】
【表３】

【００３２】
表１〜２に示すＮｏ．１〜１８は本発明例であり、いずれもＳＴ後γ量が８０体積％以上、ＳＴ後硬さが２００Ｈｖ以下、限界据込率が５０％以上、冷間加工硬さが４００Ｈｖ以上、時効後硬さが４５０Ｈｖ以上、時効後の耐食性が全て良好であり、優れた特性を示している。一方、Ｎｏ．１９〜３３は比較例である。比較例Ｎｏ．１９、２２、２３はＣ／Ｎが大きく冷間加工硬さ、時効硬さが低い。比較例Ｎｏ．２０、２１、２２、２６はＭｄ₃₀が低く冷間加工硬さ、時効硬さが低い。
【００３３】
比較例Ｎｏ．２３はＣが高く冷間加工性、耐食性が悪い。比較例Ｎｏ．２４はＮが高く冷間加工性が悪い。比較例Ｎｏ．２５はＭｓが高く冷間加工性が悪く、ＳＴ後γ量が少ないためにＭｄ₃₀が同等である本発明例Ｎｏ．２に比べて冷間加工硬さ、時効硬さが低い。比較例Ｎｏ．２７はＳｉが高いため冷間加工性が悪く、耐食性も悪い。比較例Ｎｏ．２８はＮｉ−ｂａｌが低く、冷間加工性、耐食性が悪い。比較例Ｎｏ．２９はＡｌが高く冷間加工性が悪い。
【００３４】
なお、図４は、靱性に及ぼすＣ／Ｎの影響を示した図である。この図４に示すように、Ｃ／Ｎが０．７１である本発明例Ｎｏ．１１はＣ，Ｎ以外の組成が本発明例Ｎｏ．１１とほぼ同等であり、Ｃ／Ｎが１．４０である比較例Ｎｏ．２２に比べて高硬度であるにもかかわらず残留オーステナイト（γ）量が多いため高い靱性を示している。また、従来鋼であるマルテンサイト系のＳＵＳ６３０に比べても優れた靱性を示している。このことにより、Ｃ／Ｎを１以下にすることによって、残留オーステナイト量が多くても高硬度が得られ、かつ得られた靱性を有することが判る。
【００３５】
（実施例２）
実施例１、表１のＮｏ．３およびＮｏ．１５のステンレス鋼について、４．０ｍｍφの線径にまで冷間伸線加工を行った後、さらに固溶化光輝熱処理を連続焼鈍炉によって行い、表面には蓚酸潤滑皮膜を施し、加工率６％のスキンパス加工を行い圧造成形用のステンレス鋼線を得た。なお、この場合の固溶化熱処理としては、例えば温度９００〜１２００℃、時間１０ｓｅｃ〜３０分程度の条件で可能であるが、本実施例では温度１１５０℃、時間１００ｓｅｃを選択し、アルゴンガスなどの不活性雰囲気内で行った。また、本発明の効果を比較するための比較材としては、Ｎｏ．２９およびＮｏ．３２を用い上記と同様の処理を行ったものを用いた。得られた鋼線の機械的特性については、表４に示しており、本発明によるステンレス鋼線はいずれも引張強さ６９０〜７３０Ｎ／ｍｍ²の軟質状態のものであり、比較材より軟質で優れた特性を有していることが判る。また、参考としてこれら材料の冷間伸線加工率に伴う引張強さの変化を加工硬化特性として図５に示しており、これら結果から、本発明の鋼線は十分な冷間加工性と加工硬化性を有するものであることが判る。
【００３６】
【表４】

【００３７】
（実施例３）
次に、実施例２で得られた各ステンレス鋼線（Ｎｏ．３およびＮｏ．１５）について、冷間圧造によるヘッダー加工により図６に示すドリリングタッピングねじを試作し、冷間圧造性と工具寿命を評価し、さらに得られたねじ製品を温度４２０〜４８０℃×３０ｍｉｎの時効処理を不活性雰囲気中で行った後の刃先先端部におけるＨｖ硬さを測定した。その結果を表５に示す。比較材としてはＳＵＳ３０４を用いた。本発明によるステンレス鋼線は、圧造性、工具寿命ともに問題なく、安定作業ができた。上述した、本発明による締結部品の一例として、図６にドリリングタッピングねじを示しており、先端に自己穿孔用の切歯部Ａを備えている。このようなねじ部品において、先端切歯部Ａの機械的特性はそのまま製品品質の要件となるものであり、その保有硬度がＨｖ５００以上の高強度特性となるよう成形加工と析出硬化処理（時効処理）によって達成される。
【００３８】
【表５】

【００３９】
また、各時効処理温度における歯先先端部のＨｖ硬さの変化を図７に示しており、温度４６０℃以下での特性が最も優れていることが判る。特に、材料Ｎｏ．３ではＨｖ６００近い特性を示すものとなり、本発明のステンレス鋼線は固溶化熱処理状態では軟質で加工しやすく、一方、成形加工後の時効処理では極めて硬質な特性を有するものになるという時効硬化率の大きい材料であることが判る。
【００４０】
【発明の効果】
以上述べたように、本発明による冷間加工で加工誘起マルテンサイトを生成させることによる硬化、時効処理による硬化の他に、Ｃ，Ｎの適量添加とＣ／Ｎの規制によって冷間加工後に残留しているオーステナイト相を硬化させる冷間加工性に優れた高強度析出硬化型ステンレス鋼が得られ、極めて優れた効果を奏するものである。
【図面の簡単な説明】
【図１】加工硬さに及ぼすＣ／Ｎの影響を示した図である。
【図２】時効硬さに及ぼすＣ／Ｎの影響を示した図である。
【図３】時効硬化度△Ｈａ（時効硬さ−加工硬さ）に及ぼすＣｕの影響を示した図である。
【図４】靱性に及ぼすＣ／Ｎの影響を示した図である。
【図５】冷間伸線加工の加工率に伴う引張強さの変化を示す加工硬化曲線である。
【図６】ドリリングタッピングねじの正面図である。
【図７】時効処理温度がねじ製品のＨｖ硬さに及ぼす関係を示す図である。
【符号の説明】
Ａ先端切歯部

Claims

質量％で、
Ｃ：０．０１〜０．１％、
Ｓｉ：２％以下、
Ｍｎ：２〜４％、
Ｎｉ：４〜８％、
Ｃｒ：１２〜１８％、
Ｍｏ：２％以下、
Ｃｕ：１．５〜４％、
Ｎｂ：０．５％以下、
Ｎ：０．０５〜０．２５％
を含み、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなり、かつ、Ｃ／Ｎ：１以下、下記式Ｎｉ
−ｂａｌ：−２以上、Ｍｓ：−１００℃以下、Ｍｄ₃₀：−３０℃以上に調整することによ
り冷間加工性を向上させたことを特徴とする高強度析出硬化型ステンレス鋼。
Ｎｉ−ｂａｌ＝Ｎｉ＋２７Ｃ＋２３Ｎ＋０．１Ｍｎ＋０．３Ｃｕ−１．２（Ｃｒ＋Ｍｏ）
−０．５Ｓｉ＋１０
Ｍｓ（℃）＝１６８４−６０．８Ｃｒ−８９．２Ｎｉ−４８．７Ｍｎ−４０．６Ｓｉ−
２４３３（Ｃ＋Ｎ）
Ｍｄ₃₀（℃）＝５５１−４６２（Ｃ＋Ｎ）−９．２Ｓｉ−８．１Ｍｎ−１３．７Ｃｒ−
２９（Ｎｉ＋Ｃｕ）−１８．５Ｍｏ−６８Ｎｂ
さらに、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｖ、Ｔａのいずれか１種または２種以上を合計で０．００２〜０．５％添加した請求項１に記載の高強度析出硬化型ステンレス鋼。
ステンレス鋼は、Ｃａ、Ｍｇのいずれか１種または２種を合計で０．００１〜０．１％添加した請求項１または２に記載の高強度析出硬化型ステンレス鋼。
質量％で、
Ｃ：０．０１〜０．１％、
Ｓｉ：２％以下、
Ｍｎ：２〜４％、
Ｎｉ：４〜８％、
Ｃｒ：１２〜１８％、
Ｍｏ：２％以下、
Ｃｕ：１．５〜４％、
Ｎｂ：０．５％以下、
Ｎ：０．０５〜０．２５％
を含み、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなり、かつ、Ｃ／Ｎ：１以下、下記式Ｎｉ−ｂａｌ：−２以上、Ｍｓ：−１００℃以下、Ｍｄ₃₀：−３０℃以上に調整するとともに、固溶化熱処理または、さらに該熱処理に引き続くスキンパス加工によってオーステナイト量を８０体積％以上にしたことを特徴とする高強度析出硬化型ステンレス鋼線。
Ｎｉ−ｂａｌ＝Ｎｉ＋２７Ｃ＋２３Ｎ＋０．１Ｍｎ＋０．３Ｃｕ−１．２（Ｃｒ＋Ｍｏ）−０．５Ｓｉ＋１０
Ｍｓ（℃）＝１６８４−６０．８Ｃｒ−８９．２Ｎｉ−４８．７Ｍｎ−４０．６Ｓｉ−２４３３（Ｃ＋Ｎ）
Ｍｄ₃₀（℃）＝５５１−４６２（Ｃ＋Ｎ）−９．２Ｓｉ−８．１Ｍｎ−１３．７Ｃｒ−２９（Ｎｉ＋Ｃｕ）−１８．５Ｍｏ−６８Ｎｂ
鋼線は、その表面を潤滑皮膜により被覆された請求項４に記載のステンレス鋼線。
引張強さ５００〜８５０Ｎ／ｍｍ²で、伸び特性２０〜５０％の特性を有する請求項４または５に記載のステンレス鋼線。
請求項４〜６のいずれかに記載のステンレス鋼線を圧造成形加工によって所定形状に成形するとともに、さらに時効処理によってその少なくとも一部分のＨｖ硬さを５００以上としたことを特徴とする締結用高強度部品。