JP4030925B2

JP4030925B2 - Free-cutting precipitation hardening stainless steel

Info

Publication number: JP4030925B2
Application number: JP2003161868A
Authority: JP
Inventors: 一夫中間; 忠伯木田
Original assignee: Sanyo Special Steel Co Ltd
Current assignee: Sanyo Special Steel Co Ltd
Priority date: 2003-06-06
Filing date: 2003-06-06
Publication date: 2008-01-09
Anticipated expiration: 2023-06-06
Also published as: JP2004360034A

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、快削析出硬化型ステンレス鋼に関し、特に船舶用プロペラシャフト、船外機用ドライブシャフト、ステアリング、プラスチック金型等に使用される快削析出硬化型ステンレス鋼に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
従来、ＳＵＳ６３０系のマルテンサイト系析出硬化型ステンレス鋼は、船舶用プロペラシャフト、船外機用ドライブシャフト、ステアリング、水門用シャフト、バルブ、建築用ボルト、およびプラスチック金型等に幅広く用いられている。上記した用途に使用される部品は、強度、耐食性、靱性が必要なため、これらを兼備したマルテンサイト系析出硬化型ステンレス鋼が最適な材料となる。しかしながら、ＳＵＳ６３０系のマルテンサイト系析出硬化型ステンレス鋼は、固溶化熱処理状態で硬いマルテンサイト組織であることから、被削性、冷鍛性などの二次加工性が悪いことが欠点である。Ｎｉを約４％含有し、Ｍｓ点が常温以上にあるため、冷却速度をかなり遅くしても常温までの冷却中にマルテンサイト変態を起こして硬化することが、工業的な完全焼なましを困難にし、二次加工性を阻害している。このようなことから、マルテンサイト系析出硬化型ステンレス鋼は、代表的な難加工材に挙げられる。
【０００３】
また、二次加工性は、マルテンサイト系析出硬化型ステンレス鋼の欠点であるが、この中で冷鍛性については、マルテンサイト中の侵入型固溶元素であるＣやＮを低減することで、ある程度改善できることが分かってきた。これは、固溶化熱処理状態におけるマルテンサイト相の硬さを下げることによって、冷鍛金型への負荷が小さくなり、型寿命が伸びるためである。他方、被削性については、単純にＣやＮを下げて硬さを下げただけでは改善されないという問題がある。これは、低Ｃ、Ｎとすることによって、逆に「粘り」が出てきて、切削工具の凝着摩耗が促進されるためであると考えられる。このことは、低Ｃ、Ｎ化により、固溶化熱処理状態での靱性が上がることからも裏付けられる。
【０００４】
問題の被削性を改善するために、これまで、いわゆる快削元素を添加して介在物を生成させる方法が開示されている。例えば特開平４−２７４５号公報（特許文献１）では、Ｓを０．０５〜０．１５％添加して硫化物を分散させて被削性を改善する鋼が提案されている。また、特開昭５２−３０２１２号公報（特許文献２）のように、快削元素であるＳｅを０．０５〜０．３０％添加してセレン化物を鋼中に分散させることで、被削性を改善する方法が提案されている。また、特開２００２−３３２５３９号公報（特許文献３）のように、Ｔｉ及び／又はＺｒと、Ｃと、Ｓ、Ｓｅ及びＴｅの少なくともいずれかを含有する化合物相を分散形成することにより、快削性を付与する方法も提案されている。
【０００５】
【引用文献】
（１）特許文献１（特開平４−２７４５号公報）
（２）特許文献２（特開昭５２−３０２１２号公報）
（３）特許文献３（特開２００２−３３２５３９号公報）
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、特許文献１はＭｎＳの分散により被削性は改善されるが、ＭｎＳは耐食性が低いため発銹の起点になりやすく、鋼材の加工方向に紡錘形に延伸するため特に衝撃特性において異方性が生じやすい欠点がある。さらに、特許文献２の方法によるセレン化物の分散も、ＭｎＳの場合と同様に、被削性向上の効果はあるものの、耐食性、衝撃異方性を悪化させる。従って、マルテンサイト系析出硬化型ステンレス鋼を構造用強度部材として使用する場合には、耐食性や靱性を犠牲にせざる得ないＭｎＳあるいはセレン化物（実質的にＭｎＳｅ）の分散による快削鋼化は最適とは言えない。また。特許文献３の方法では、Ｔｉ及び／又はＺｒと、Ｃと、Ｓ、Ｓｅ及びＴｅの少なくともいずれかを含有する化合物相（以下、便宜的にＴｉ炭硫化物と呼ぶ）を分散形成させているが、このＴｉ炭硫化物は、マトリクス相の数倍の硬さを有して非常に硬く、被削性改善効果は小さいといわざるをえない。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
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、本発明は、マルテンサイト系析出硬化型ステンレス鋼の本来の特徴を損なわず、被削性を飛躍的に改善した快削析出硬化型ステンレス鋼を提供するものである。その発明の要旨とするところは、
（１）質量％で、Ｃ：０．０７％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：０．６５％以下、Ｓ：０．０２〜０．１０％、Ｎｉ：３．０〜７．０％、Ｃｒ：１３．０〜１８．０％、Ｃｕ：１．０〜５．０％、Ｔｉ：０．０５〜０．４０％、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる快削析出硬化型ステンレス鋼。
【０００８】
（２）前記（１）に加えて、さらに、Ｎｂ：０．０１〜０．４０％、Ｖ：０．０１〜０．４０％、Ｗ：０．０１〜０．４０％、Ｔａ：０．０１〜０．４０％、の１種または２種以上を添加してなることを特徴とする快削析出硬化型ステンレス鋼。
（３）前記（１）または（２）に加えて、さらに、Ｍｏ：０．１〜２．０％、Ｃｏ：０．０１〜２．０％、Ｎ：０．０２５％以下、の１種または２種以上を添加してなることを特徴とする快削析出硬化型ステンレス鋼。
【０００９】
（４）前記（１）〜（３）に加えて、さらに、Ｏ：０．００１〜０．０５０％、Ｓｅ：０．０１〜０．１０％、Ｔｅ：０．００５〜０．０５０％、Ｃａ：０．００１〜０．０１０％、の１種または２種以上を添加してなることを特徴とする快削析出硬化型ステンレス鋼。
（５）前記（１）〜（４）に加えて、さらに、Ａｌ：０．００１〜０．１００％、Ｂ：０．００１〜０．１００％、Ｍｇ：０．００１〜０．０１０％、ＲＥＭ：０．００１〜０．０１０％、の１種または２種以上を添加してなることを特徴とする快削析出硬化型ステンレス鋼である。
【００１０】
以下、本発明について詳細に説明する。
本発明は、マルテンサイト系析出硬化型ステンレス鋼に、主にＴｉからなる硫化物を分散させるというものである。Ｔｉ硫化物の特徴は、形状が球から楕円形で、鋼中に細かく分散するため異方性が小さく、非常に高耐食で、かつ中程度の硬さであることにある。加えて、Ｔｉ硫化物は、切削工具の表面に付着して保護被膜を形成し、工具摩耗を抑制する効果を有している。すなわち、Ｔｉ硫化物を含有する本発明鋼は、Ｍｎ硫化物（ＭｎＳ）、Ｍｎセレン化物（ＭｎＳｅ）を含有するものと比べて、Ｔｉ硫化物の微細分散により被削性改善効果が同等以上にも関わらず、耐食性が良く、かつ靱性の悪化が少ない特長を有する。
【００１１】
また、Ｔｉ炭硫化物と比べた場合、分散形態は似通っているものの、Ｔｉ硫化物の方が硬さが低いため被削性改善効果が大きい。しかも、Ｔｉ炭硫化物を生成させるためには、その必須元素であるＣをある程度積極的に添加する必要があるが、Ｃ添加は固溶化熱処理硬さを上昇させるため、二次加工性を悪化させる弊害がある。以上のことから、マルテンサイト系析出硬化型ステンレス鋼の強度、靭性、耐食性に悪影響を与えず被削性を改善するためには、適量のＴｉ硫化物を分散生成させる方法が極めて適している。
【００１２】
ただし、このような有効なＴｉ硫化物を生成させるためには、以下のように化学成分を制御することが必要である。１６％Ｃｒ−６％Ｎｉ−０．０３％Ｓ鋼中に生成する硫化物の組成を、ＴｉとＳの添加量比（Ｔｉ／Ｓ）とＭｎ添加量とで模式的に示すと、図１に示すようになる。すなわち、図１は、鋼中に生成する硫化物の組成に及ぼすＴｉ／Ｓ比とＭｎ量との関係を示す図である。この図に示すように、Ｔｉ硫化物を生成させるためには、Ｔｉ／Ｓ比を２以上、望ましくは４以上に確保し、Ｍｎ添加量を０．６５％以下、望ましくは０．５％以下に抑える必要がある。Ｔｉ／Ｓ比が低い場合は、Ｍｎがある程度入っているときは、Ｔｉ硫化物ではなく、（Ｍｎ，Ｔｉ）硫化物や（Ｍｎ，Ｃｒ）硫化物が生じる。
【００１３】
（Ｍｎ，Ｔｉ）硫化物の場合は硫化物自体の耐食性が低下するし、（Ｍｎ，Ｃｒ）硫化物の場合は硫化物が紡錘形になるため靱性が悪化し、いずれも狙いの特性が得られない。また、Ｔｉ／Ｓ比を４以上確保していても、Ｍｎ添加量が０．６５％を超えると、Ｍｎ硫化物が生じて、耐食性、靱性が低下する。なお、図１に示していないが、Ｃ添加量が０．０７％を超えると、Ｔｉ硫化物の替わりにＴｉ炭硫化物が生じて被削性が悪化する。従って、最良の特性を得るためには、上記のような成分を限定する必要があり、これにより、強度、耐食性、靱性に優れた快削析出硬化型ステンレス鋼の発明に到ったものである。
【００１４】
【発明の実施の形態】
以下、本発明に係る成分組成の限定理由について説明する。
Ｃ：０．０７％以下
Ｃは、強度を高める基本的な元素である。しかし、０．０７％を超えると固溶化熱処理後の硬さが上昇し、Ｔｉ炭硫化物が生じることから、その上限を０．０７％とした。
【００１５】
Ｓｉ：１．０％以下
Ｓｉは、脱酸剤として有効であるが、しかし、１．０％を超えると耐食性が劣化し、固溶化熱処理後の硬さが上昇することから、その上限を１．０％とした。
Ｍｎ：０．６５％以下
Ｍｎは、Ｓｉと同様に、脱酸剤として有効であるが、しかし、０．６５％を超えるとＭｎ硫化物が生成して耐食性が劣化することから、その上限を０．６５％とした。
【００１６】
Ｓ：０．０２〜０．１０％
Ｓは、被削性を改善する快削元素として有効である。しかし、０．０２％未満ではその効果が十分でなく、また、０．１０％を超える添加は、耐食性、靭性を劣化させることから、その範囲を０．０２〜０．１０％とした。
Ｎｉ：３．０〜７．０％
Ｎｉは、耐食性と靱性を改善する基本元素であり、３．０％以上必要である。しかし、７．０％を超える添加は残留オーステナイトが増加することから、その上限を７．０％とした。
【００１７】
Ｃｒ：１３．０〜１８．０％
Ｃｒは、表面に保護性の酸化皮膜を形成し耐食性を付与する基本元素であり、１３．０％以上必要である。しかし、１８．０％を超える添加は残留オーステナイトが増加する。従って、その範囲を１３．０〜１８．０％とした。
Ｃｕ：１．０〜５．０％
Ｃｕは、析出硬化させるための必須元素である．そのためには、１．０％必要である。しかし、５．０％を超えると熱間加工性が劣化するため、その範囲を１．０〜５．０％とした。
【００１８】
Ｔｉ：０．０５〜０．４０％
Ｔｉは、本発明において最も重要な元素であり、Ｓと反応してＴｉ硫化物を生成し、被削性を向上させる効果がある。そのためには、０．０５％必要である。しかし、０．４０％を超える添加は熱間加工性を劣化させることから、その範囲を０．０５〜０．４０％とした。
Ｎｂ：０．０１〜０．４０％
Ｎｂは、Ｃ，Ｎと反応して炭窒化物を生成し、析出硬化熱処理後の硬さを上昇させる効果がある。そのためには、０．０１％必要である。しかし、過剰な添加は熱間加工性を劣化させることから、その上限を０．４０％と定めた。
【００１９】
Ｖ：０．０１〜０．４０％
Ｖは、Ｎｂと同様に、Ｃ，Ｎと反応して炭窒化物を生成し、析出硬化熱処理後の硬さを上昇させる効果がある。そのためには、０．０１％必要である。しかし、０．４０％を超える添加は熱間加工性を劣化させることから、その範囲を０．０１〜０．４０％とした。
Ｗ：０．０１〜０．４０％
Ｗは、Ｎｂ、Ｖと同様に、Ｃ，Ｎと反応して炭窒化物を生成し、析出硬化熱処理後の硬さを上昇させる効果がある。そのためには、０．１０％必要である。しかし、０．４０％を超える添加は熱間加工性を劣化させることから、その上限を０．４０％とした。
【００２０】
Ｔａ：０．０１〜０．４０％
Ｔａは、Ｎｂ、Ｖ、Ｗと同様に、Ｃ、Ｎと反応して炭窒化物を生成し、析出硬化熱処理後の硬さを上昇させる効果がある。そのためには、０．１０％必要である。しかし、０．４０％を超える添加は熱間加工性を劣化させることから、その上限を０．４０％とした。
Ｍｏ：０．１〜２．０％
Ｍｏは、耐食性および靱性を改善する元素であり、０．１％以上の添加で効果を発揮する。しかし、２．０％を超えると固溶化熱処理後の硬さが上昇し、δフェライト生成により熱間加工性が劣化するため、その範囲を０．１〜２．０％とした。
【００２１】
Ｃｏ：０．０１〜２．０％
Ｃｏは、Ｍｏと同様に、耐食性および靱性を改善する元素であり、０．０１％以上必要である。しかし、２．０％を超えると固溶化熱処理後の硬さが上昇し、冷間加工性が劣化するため、その範囲を０．０１〜２．０％とした。
Ｎ：０．０２５％以下
Ｎは、耐食性、および結晶粒の粗大化防止に有効な元素である。しかし、０．０２５％を超えると固溶化熱処理後の硬さが上昇するので、その上限を０．０２５％とした。
【００２２】
Ｏ：０．００１〜０．０５０％
Ｏは、被削性を改善する快削元素として有効である。しかし、０．００１％未満では効果が十分でなく、また、０．０５０％を超える添加は、熱間加工性を劣化させることから、その範囲を０．００１〜０．０５０％とした。
Ｓｅ：０．０１〜０．１０％
Ｓｅは、Ｏと同様に、被削性を改善する快削元素として有効である。しかし、０．０１％未満では効果が十分でなく、また、０．１０％を超える添加は、熱間加工性を劣化させることから、その範囲を０．０１〜０．１０％とした。
【００２３】
Ｔｅ：０．００５〜０．０５０％
Ｔｅは、Ｏ、Ｓｅと同様に、被削性を改善する快削元素として有効である。しかし、０．００５％未満では効果が十分でなく、また、０．０５０％を超える添加は、熱間加工性を劣化させることから、その範囲を０．００５〜０．０５０％とした。
Ｃａ：０．００１〜０．０１０％
Ｃａは、Ｏ、Ｓｅ、Ｔｅと同様に、被削性を改善する快削元素として有効である。しかし、０．００１％未満では効果が十分でなく、また、０．０１０％を超える添加は、効果が飽和することから、その範囲を０．００１〜０．０１０％とした。
【００２４】
Ａｌ：０．００１〜０．１００％
Ａｌは、熱間加工性を改善する元素として有効である。このためには、０．００１％必要である。また、０．１００％を超える添加をしても、その効果は飽和し二次酸化の恐れがあることから、その範囲を０．００１〜０．１００％とした。
Ｂ：０．００１〜０．１００％
Ｂは、Ａｌと同様に、熱間加工性を改善する元素として有効である。このためには、０．００１％必要である。また、０．１００％を超える添加をしても、逆に熱間加工性を悪化させることから、その範囲を０．００１〜０．１００％とした。
【００２５】
Ｍｇ：０．００１〜０．０１０％
Ｍｇは、Ａｌ、Ｂと同様に、熱間加工性を改善する元素として有効である。このためには、０．００１％必要である。また、０．０１０％を超える添加をしても、その効果は飽和することから、その範囲を０．００１〜０．０１０％とした。
ＲＥＭ：０．００１〜０．０１０％
ＲＥＭは、Ａｌ、Ｂ、Ｍｇと同様に、熱間加工性を改善する元素として有効である。このためには、０．００１％必要である。また、０．０１０％を超える添加をしても、その効果は飽和することから、その範囲を０．００１〜０．０１０％とした。
【００２６】
【実施例】
以下、本発明について実施例によって具体的に説明する。
表１に示す化学成分組成の鋼を１００ｋｇ真空溶解炉にて溶解した後インゴットに鋳造し、鍛伸後、各種熱処理を行い、各種試験に供した。その結果を表２に示す。
（１）熱処理
▲１▼固溶化熱処理：１０４０℃−３０ｍｉｎ保持後水冷
▲２▼析出硬化熱処理：４８０℃、６２０℃−２ｈ保持後空冷
（２）硬さ
φ２０ｍｍに鍛伸後、固溶化熱処理、析出硬化熱処理を施し、鍛伸方向に垂直な断面の中周部をＨＲＣで測定した。
【００２７】
（３）ドリル寿命試験
角３５ｍｍに鍛伸後、固溶化熱処理を施したものについて、ドリル寿命試験を行なった。
試験条件
（ａ）ドリル：ＳＫＨ５１、φ５ｍｍ、ストレートシャンクツイストドリル
（ｂ）周速：１５、２０ｍ／ｍｉｎ
（ｃ）送り：０．０３ｍｍ／ｒｅｖ
（ｄ）穿孔深さ：１５ｍｍ
（ｅ）切削油：なし
（ｆ）寿命判定：折損または溶損により穿孔不能となるまで
【００２８】
（４）シャルピー衝撃試験
角１５ｍｍに鍛伸後、固溶化熱処理、析出硬化熱処理を施し、鍛伸方向に平行に、角１０×Ｌ５５ｍｍの２ｍｍＵノッチ試験片を作製し、常温にてシャルピー衝撃試験を行った。
（５）耐食性
φ２０ｍｍに鍛伸後、固溶化熱処理、析出硬化熱処理を施し、φ２０×Ｌ２１ｍｍの腐食試験片を作製した。試験は、孔食試験（６％塩化第二鉄、２５℃−２４ｈ浸漬）による腐食度で評価した。
【００２９】
【表１】

【００３０】
【表２】

【００３１】
表２に示すように、Ｎｏ．１〜１５は本発明例であり、Ｎｏ．１６〜３０は比較例である。本発明例Ｎｏ．１〜１５は析出硬化型ステンレス鋼に期待される強度、耐食性および靱性を犠牲にせずに、被削性が飛躍的に改善されている。これに対し、比較例Ｎｏ．１６はＣが多いため、固溶化硬さが高いのに加えて、Ｔｉ炭硫化物が生じ、ドリル寿命が劣っている。比較例Ｎｏ．１７はＳｉ量が多く、固溶化硬さが高いため、ドリル寿命が悪い。比較例Ｎｏ．１８はＭｎ量が多く、（Ｍｎ，Ｔｉ）硫化物が生じているため、耐食性が劣っている。
【００３２】
比較例Ｎｏ．１９はＳ量が少なく、被削性が悪い。比較例Ｎｏ．２０は逆にＳ量が多く、靱性と耐食性が劣っている。比較例Ｎｏ．２１はＮｉ量が少ないためδ−フェライトが生じており、硬さが低く、靱性と耐食性も悪い。比較例Ｎｏ．２２は逆にＮｉ量が多く、残留オーステナイトが多量に生じているため、析出硬化熱処理後に高硬さが得られない。比較例Ｎｏ．２３はＣｒ量が少ないため、耐食性が低下している。比較例Ｎｏ．２４は逆にＣｒ量が多いためδ−フェライトが生じており、硬さ、靱性が劣り、耐食性も低い。比較例Ｎｏ．２５はＣｕ量が少ないため、析出硬化処理によっても高硬さが得られない。
【００３３】
比較例Ｎｏ．２６はＣｕ量が多いにも関わらずその量に見合うだけの高硬さにはなっておらず、析出硬化能が飽和していることを示唆している。比較例Ｎｏ．２７はＴｉ無添加の場合で、Ｔｉ硫化物ではなくＭｎ硫化物が生じているため、靱性と耐食性が悪い。比較例Ｎｏ．２８もＴｉ量が少ない場合で、Ｎｏ．２７と同じ傾向が見られる。比較例Ｎｏ．２９はＴｉ量が過剰な場合であり、これ以上の特性の改善がみられず効果が飽和している。比較例Ｎｏ．３０はＳＵＳ６３０であり、これと比較すると、本発明例は、硬さ、靱性および耐食性を犠牲にせずに、被削性が改善されていることが分かる。
【００３４】
【発明の効果】
以上述べたように、本発明により、ＳＵＳ６３０系析出硬化型ステンレス鋼の強度、耐食性、および靱性を犠牲にせず、従来、困難であった被削性を飛躍的に向上させたマルテンサイト系快削析出硬化型ステンレス鋼を提供でき、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】鋼中に生成する硫化物の組成に及ぼすＴｉ／Ｓ比とＭｎ量との関係を示す図である。[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention relates to free-cutting precipitation-hardening stainless steel, and more particularly to free-cutting precipitation-hardening stainless steel used for marine propeller shafts, outboard motor drive shafts, steering, plastic molds, and the like.
[0002]
[Prior art]
Conventionally, SUS630 martensitic precipitation hardened stainless steel has been widely used in marine propeller shafts, outboard motor drive shafts, steering, sluice shafts, valves, building bolts, plastic molds, and the like. . Since the parts used for the above-mentioned applications need strength, corrosion resistance, and toughness, martensite precipitation hardening stainless steel that combines these is an optimal material. However, SUS630 martensitic precipitation hardening stainless steel has a disadvantage that it has a poor martensite structure in a solution heat treatment state, and therefore has poor secondary workability such as machinability and cold forgeability. Because it contains about 4% Ni and the Ms point is above room temperature, it can be cured by causing martensitic transformation during cooling to room temperature even if the cooling rate is considerably slowed down. It makes it difficult and hinders secondary workability. For these reasons, martensitic precipitation hardening stainless steel is a typical difficult-to-process material.
[0003]
Secondary workability is a drawback of martensitic precipitation hardening stainless steel, but cold forgeability is reduced by reducing C and N which are interstitial solid solution elements in martensite. It has been found that it can be improved to some extent. This is because by reducing the hardness of the martensite phase in the solution heat treatment state, the load on the cold forging die is reduced and the die life is extended. On the other hand, there is a problem that machinability cannot be improved by simply lowering the hardness by simply lowering C or N. This is considered to be due to the fact that by setting C and N low, “stickiness” appears and adhesion wear of the cutting tool is promoted. This is supported by the increase in toughness in the solution heat treatment state due to the low C and N content.
[0004]
In order to improve the machinability in question, a method for generating inclusions by adding so-called free-cutting elements has been disclosed. For example, Japanese Patent Laid-Open No. 4-2745 (Patent Document 1) proposes steel that improves the machinability by adding 0.05 to 0.15% of S to disperse sulfides. Further, as disclosed in JP-A-52-30212 (Patent Document 2), by adding 0.05 to 0.30% of Se, which is a free-cutting element, and dispersing selenide in steel, the work can be cut. A method for improving the performance has been proposed. Further, as disclosed in JP-A-2002-332539 (Patent Document 3), a compound phase containing Ti and / or Zr, C, and at least one of S, Se, and Te is dispersedly formed. A method for imparting machinability has also been proposed.
[0005]
[Cited document]
(1) Patent Document 1 (Japanese Patent Laid-Open No. 4-2745)
(2) Patent Document 2 (Japanese Patent Laid-Open No. 52-30212)
(3) Patent Document 3 (Japanese Patent Laid-Open No. 2002-332539)
[0006]
[Problems to be solved by the invention]
However, in Patent Document 1, machinability is improved by the dispersion of MnS. However, MnS has a low corrosion resistance, so it tends to be a starting point of wrinkling, and it is anisotropic in impact characteristics because it extends in a spindle shape in the processing direction of steel. There is a fault that tends to occur. Furthermore, the selenide dispersion by the method of Patent Document 2 also deteriorates the corrosion resistance and impact anisotropy, although it has the effect of improving the machinability as in the case of MnS. Therefore, when martensitic precipitation hardened stainless steel is used as a structural strength member, free cutting steel by dispersion of MnS or selenide (substantially MnSe), which must sacrifice corrosion resistance and toughness, is optimal. It can not be said. Also. In the method of Patent Document 3, a compound phase containing Ti and / or Zr, C, and at least one of S, Se, and Te (hereinafter referred to as Ti carbon sulfide for convenience) is dispersedly formed. However, this Ti carbosulfide has a hardness several times that of the matrix phase and is extremely hard, and it cannot be denied that the machinability improving effect is small.
[0007]
[Problems to be solved by the invention]
In order to solve the problems as described above, the inventors have made extensive developments. As a result, the present invention dramatically improves the machinability without losing the original characteristics of martensite precipitation hardening stainless steel. The free-cutting precipitation hardening type stainless steel is provided. The gist of the invention is that
(1) By mass%, C: 0.07% or less, Si: 1.0% or less, Mn: 0.65% or less, S: 0.02-0.10%, Ni: 3.0-7. 0%, Cr: 13.0 to 18.0%, Cu: 1.0 to 5.0%, Ti: 0.05 to 0.40%, the free-cutting precipitation hardening stainless steel comprising the balance Fe and unavoidable impurities steel.
[0008]
(2) In addition to the above (1), Nb: 0.01 to 0.40%, V: 0.01 to 0.40%, W: 0.01 to 0.40%, Ta: 0.00. A free-cutting precipitation-hardening type stainless steel characterized by adding one or more of 01 to 0.40%.
(3) In addition to (1) or (2) above, Mo: 0.1 to 2.0%, Co: 0.01 to 2.0%, N: 0.025% or less Alternatively, a free-cutting precipitation-hardening stainless steel characterized by adding two or more kinds.
[0009]
(4) In addition to (1) to (3) above, O: 0.001 to 0.050%, Se: 0.01 to 0.10%, Te: 0.005 to 0.050%, A free-cutting precipitation-hardening type stainless steel obtained by adding one or more of Ca: 0.001 to 0.010%.
(5) In addition to the above (1) to (4), Al: 0.001 to 0.100%, B: 0.001 to 0.100%, Mg: 0.001 to 0.010%, REM: Free cutting precipitation hardening stainless steel characterized by adding one or more of 0.001 to 0.010%.
[0010]
Hereinafter, the present invention will be described in detail.
In the present invention, a sulfide mainly composed of Ti is dispersed in martensite precipitation hardening stainless steel. The feature of Ti sulfide is that it has a spherical shape to an elliptical shape and is finely dispersed in steel, so that anisotropy is small, extremely high corrosion resistance, and medium hardness. In addition, Ti sulfide adheres to the surface of the cutting tool, forms a protective film, and has an effect of suppressing tool wear. That is, the steel of the present invention containing Ti sulfide has a machinability improvement effect equivalent to or better than that of Mn sulfide (MnS) and Mn selenide (MnSe) due to fine dispersion of Ti sulfide. Nevertheless, it has the features of good corrosion resistance and little deterioration in toughness.
[0011]
Moreover, when compared with Ti carbon sulfide, the dispersion form is similar, but since Ti sulfide is lower in hardness, the machinability improving effect is large. In addition, in order to produce Ti carbon sulfide, it is necessary to add C, which is an essential element, to some extent. However, the addition of C increases the solution heat treatment hardness, so the secondary workability deteriorates. There is a harmful effect. From the above, in order to improve machinability without adversely affecting the strength, toughness, and corrosion resistance of martensitic precipitation hardening stainless steel, a method of dispersing and producing an appropriate amount of Ti sulfide is extremely suitable.
[0012]
However, in order to generate such effective Ti sulfide, it is necessary to control chemical components as follows. When the composition of the sulfide produced in the 16% Cr-6% Ni-0.03% S steel is schematically shown by the addition ratio of Ti and S (Ti / S) and the addition amount of Mn, FIG. As shown. That is, FIG. 1 is a diagram showing the relationship between the Ti / S ratio and the amount of Mn affecting the composition of sulfides generated in steel. As shown in this figure, in order to produce Ti sulfide, the Ti / S ratio is secured to 2 or more, preferably 4 or more, and the Mn addition amount is 0.65% or less, preferably 0.5% or less. It is necessary to keep it down. When the Ti / S ratio is low, when Mn is contained to some extent, (Mn, Ti) sulfide and (Mn, Cr) sulfide are generated instead of Ti sulfide.
[0013]
In the case of (Mn, Ti) sulfide, the corrosion resistance of the sulfide itself is reduced, and in the case of (Mn, Cr) sulfide, the sulfide becomes a spindle shape and the toughness is deteriorated. Absent. Even if the Ti / S ratio is 4 or more, if the amount of Mn added exceeds 0.65%, Mn sulfide is generated, and the corrosion resistance and toughness are lowered. Although not shown in FIG. 1, when the amount of addition of C exceeds 0.07%, Ti carbon sulfide is generated instead of Ti sulfide and the machinability is deteriorated. Therefore, in order to obtain the best properties, it is necessary to limit the components as described above, and this has led to the invention of a free-cutting precipitation-hardening type stainless steel excellent in strength, corrosion resistance, and toughness. .
[0014]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
Hereinafter, the reasons for limiting the component composition according to the present invention will be described.
C: 0.07% or less C is a basic element that increases the strength. However, if it exceeds 0.07%, the hardness after the solution heat treatment increases and Ti carbon sulfide is generated, so the upper limit was made 0.07%.
[0015]
Si: 1.0% or less Si is effective as a deoxidizing agent. However, if it exceeds 1.0%, the corrosion resistance deteriorates and the hardness after solution heat treatment increases, so the upper limit is set to 1. 0.0%.
Mn: 0.65% or less Mn is effective as a deoxidizer like Si, but if it exceeds 0.65%, Mn sulfide is generated and the corrosion resistance deteriorates, so the upper limit is set. It was 0.65%.
[0016]
S: 0.02-0.10%
S is effective as a free-cutting element that improves machinability. However, if less than 0.02%, the effect is not sufficient, and addition exceeding 0.10% deteriorates corrosion resistance and toughness, so the range was made 0.02 to 0.10%.
Ni: 3.0-7.0%
Ni is a basic element that improves corrosion resistance and toughness, and needs to be 3.0% or more. However, addition exceeding 7.0% increases retained austenite, so the upper limit was made 7.0%.
[0017]
Cr: 13.0 to 18.0%
Cr is a basic element that forms a protective oxide film on the surface and imparts corrosion resistance, and needs to be 13.0% or more. However, the addition of more than 18.0% increases the retained austenite. Therefore, the range was made 13.0 to 18.0%.
Cu: 1.0-5.0%
Cu is an essential element for precipitation hardening. For that purpose, 1.0% is necessary. However, if it exceeds 5.0%, the hot workability deteriorates, so the range was made 1.0 to 5.0%.
[0018]
Ti: 0.05 to 0.40%
Ti is the most important element in the present invention and reacts with S to produce Ti sulfide, which has the effect of improving machinability. For that purpose, 0.05% is necessary. However, addition exceeding 0.40% deteriorates hot workability, so the range was made 0.05 to 0.40%.
Nb: 0.01-0.40%
Nb reacts with C and N to produce carbonitride, and has the effect of increasing the hardness after precipitation hardening heat treatment. For that purpose, 0.01% is necessary. However, excessive addition deteriorates hot workability, so the upper limit was set to 0.40%.
[0019]
V: 0.01-0.40%
V, like Nb, reacts with C and N to produce carbonitride, and has the effect of increasing the hardness after precipitation hardening heat treatment. For that purpose, 0.01% is necessary. However, addition exceeding 0.40% degrades hot workability, so the range was made 0.01 to 0.40%.
W: 0.01-0.40%
W, like Nb and V, reacts with C and N to produce carbonitrides, and has the effect of increasing the hardness after precipitation hardening heat treatment. For that purpose, 0.10% is necessary. However, addition exceeding 0.40% deteriorates hot workability, so the upper limit was made 0.40%.
[0020]
Ta: 0.01 to 0.40%
Ta, like Nb, V, and W, reacts with C and N to produce carbonitrides and has the effect of increasing the hardness after precipitation hardening heat treatment. For that purpose, 0.10% is necessary. However, addition exceeding 0.40% deteriorates hot workability, so the upper limit was made 0.40%.
Mo: 0.1 to 2.0%
Mo is an element that improves corrosion resistance and toughness, and exhibits an effect when added in an amount of 0.1% or more. However, if it exceeds 2.0%, the hardness after the solution heat treatment increases, and the hot workability deteriorates due to the formation of δ ferrite, so the range was made 0.1 to 2.0%.
[0021]
Co: 0.01 to 2.0%
Co, like Mo, is an element that improves corrosion resistance and toughness, and is required to be 0.01% or more. However, if it exceeds 2.0%, the hardness after the solution heat treatment increases and the cold workability deteriorates, so the range was made 0.01 to 2.0%.
N: 0.025% or less N is an element effective for corrosion resistance and prevention of coarsening of crystal grains. However, if it exceeds 0.025%, the hardness after solution heat treatment increases, so the upper limit was made 0.025%.
[0022]
O: 0.001 to 0.050%
O is effective as a free-cutting element that improves machinability. However, if less than 0.001%, the effect is not sufficient, and addition exceeding 0.050% deteriorates hot workability, so the range was made 0.001 to 0.050%.
Se: 0.01-0.10%
Se, like O, is effective as a free-cutting element that improves machinability. However, if less than 0.01%, the effect is not sufficient, and addition exceeding 0.10% deteriorates hot workability, so the range was made 0.01 to 0.10%.
[0023]
Te: 0.005 to 0.050%
Te, as well as O and Se, is effective as a free-cutting element that improves machinability. However, if less than 0.005%, the effect is not sufficient, and addition exceeding 0.050% deteriorates hot workability, so the range was made 0.005 to 0.050%.
Ca: 0.001 to 0.010%
Ca, as well as O, Se, and Te, is effective as a free-cutting element that improves machinability. However, if it is less than 0.001%, the effect is not sufficient, and addition exceeding 0.010% saturates the effect, so the range was made 0.001 to 0.010%.
[0024]
Al: 0.001 to 0.100%
Al is effective as an element that improves hot workability. For this purpose, 0.001% is necessary. Further, even if the addition exceeds 0.100%, the effect is saturated and there is a risk of secondary oxidation, so the range was made 0.001 to 0.100%.
B: 0.001 to 0.100%
B, like Al, is effective as an element that improves hot workability. For this purpose, 0.001% is necessary. Moreover, even if the addition exceeds 0.100%, the hot workability is deteriorated conversely, so the range was made 0.001 to 0.100%.
[0025]
Mg: 0.001 to 0.010%
Similar to Al and B, Mg is effective as an element that improves hot workability. For this purpose, 0.001% is necessary. Moreover, even if the addition exceeds 0.010%, the effect is saturated, so the range was made 0.001 to 0.010%.
REM: 0.001 to 0.010%
REM is effective as an element that improves hot workability, like Al, B, and Mg. For this purpose, 0.001% is necessary. Moreover, even if the addition exceeds 0.010%, the effect is saturated, so the range was made 0.001 to 0.010%.
[0026]
【Example】
Hereinafter, the present invention will be specifically described with reference to examples.
Steels having the chemical composition shown in Table 1 were melted in a 100 kg vacuum melting furnace, cast into an ingot, subjected to forging, subjected to various heat treatments, and subjected to various tests. The results are shown in Table 2.
(1) Heat treatment (1) Solution heat treatment: Water cooling after holding at 1040 ° C. for 30 minutes (2) Precipitation hardening heat treatment: Air cooling after holding at 480 ° C. and 620 ° C. for 2 hours (2) After forging to a hardness of 20 mm, solution heat treatment, Precipitation hardening heat treatment was performed, and the middle periphery of the cross section perpendicular to the forging direction was measured by HRC.
[0027]
(3) A drill life test was conducted on the one subjected to solution heat treatment after forging to a drill life test angle of 35 mm.
Test conditions (a) Drill: SKH51, φ5 mm, straight shank twist drill (b) Peripheral speed: 15, 20 m / min
(C) Feed: 0.03mm / rev
(D) Drilling depth: 15 mm
(E) Cutting oil: None (f) Life judgment: Until no drilling is possible due to breakage or melting [0028]
(4) Charpy impact test After forging to a 15 mm angle, solution heat treatment and precipitation hardening heat treatment were performed to produce a 2 mm U notch test piece with a corner of 10 x L55 mm parallel to the forging direction, and a Charpy impact test was performed at room temperature. went.
(5) Corrosion resistance After forging to φ20 mm, solution heat treatment and precipitation hardening heat treatment were applied to produce a corrosion test piece of φ20 × L21 mm. The test was evaluated by the degree of corrosion by a pitting corrosion test (6% ferric chloride, immersion at 25 ° C. for 24 hours).
[0029]
[Table 1]

[0030]
[Table 2]

[0031]
As shown in Table 2, no. Nos. 1 to 15 are examples of the present invention. 16 to 30 are comparative examples. Invention Example No. In Nos. 1 to 15, machinability is dramatically improved without sacrificing the strength, corrosion resistance and toughness expected of precipitation hardening stainless steel. In contrast, Comparative Example No. Since No. 16 has a lot of C, in addition to its high solution hardness, Ti carbon sulfide is generated, and the drill life is inferior. Comparative Example No. Since No. 17 has a large amount of Si and high solution hardness, the drill life is poor. Comparative Example No. Since No. 18 has a large amount of Mn and (Mn, Ti) sulfide is generated, the corrosion resistance is inferior.
[0032]
Comparative Example No. No. 19 has a small amount of S and poor machinability. Comparative Example No. On the contrary, No. 20 has a large amount of S and is inferior in toughness and corrosion resistance. Comparative Example No. Since No. 21 has a small amount of Ni, δ-ferrite is produced, its hardness is low, and toughness and corrosion resistance are also poor. Comparative Example No. On the other hand, since No. 22 has a large amount of Ni and a large amount of retained austenite, high hardness cannot be obtained after precipitation hardening heat treatment. Comparative Example No. Since No. 23 has a small amount of Cr, its corrosion resistance is lowered. Comparative Example No. On the other hand, δ-ferrite is produced in No. 24 because of the large amount of Cr, and the hardness and toughness are inferior and the corrosion resistance is low. Comparative Example No. Since No. 25 has a small amount of Cu, high hardness cannot be obtained even by precipitation hardening.
[0033]
Comparative Example No. No. 26 suggests that although the amount of Cu is large, the hardness is not high enough to meet the amount, and the precipitation hardening ability is saturated. Comparative Example No. No. 27 is a case where Ti is not added, and Mn sulfide is generated instead of Ti sulfide, so that toughness and corrosion resistance are poor. Comparative Example No. No. 28 is a case where the amount of Ti is small. The same tendency as 27 can be seen. Comparative Example No. No. 29 is a case where the amount of Ti is excessive, and the effect is saturated without any further improvement in characteristics. Comparative Example No. 30 is SUS630, and it can be seen that the machinability is improved without sacrificing hardness, toughness, and corrosion resistance in the example of the present invention.
[0034]
【The invention's effect】
As described above, according to the present invention, martensitic free-cutting that dramatically improves machinability, which has been difficult in the past, without sacrificing the strength, corrosion resistance, and toughness of SUS630 precipitation hardening stainless steel. Precipitation hardening type stainless steel can be provided, and an extremely excellent effect is exhibited.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is a graph showing the relationship between the Ti / S ratio and the amount of Mn on the composition of sulfides produced in steel.

Claims

% By mass
C: 0.07% or less,
Si: 1.0% or less,
Mn: 0.65% or less,
S: 0.02-0.10%,
Ni: 3.0-7.0%,
Cr: 13.0 to 18.0%,
Cu: 1.0-5.0%,
Ti: 0.05 to 0.40%,
A free-cutting precipitation-hardening type stainless steel comprising the balance Fe and inevitable impurities.

In addition to claim 1,
Nb: 0.01-0.40%,
V: 0.01-0.40%,
W: 0.01-0.40%,
Ta: 0.01-0.40%,
A free-cutting precipitation-hardening type stainless steel characterized by adding one or more of the following.

In addition to claim 1 or 2,
Mo: 0.1 to 2.0%,
Co: 0.01-2.0%
N: 0.025% or less,
A free-cutting precipitation-hardening type stainless steel characterized by adding one or more of the following.

In addition to claims 1 to 3,
O: 0.001 to 0.050%,
Se: 0.01 to 0.10%,
Te: 0.005 to 0.050%,
Ca: 0.001 to 0.010%,
A free-cutting precipitation-hardening type stainless steel characterized by adding one or more of the following.

In addition to claims 1 to 4,
Al: 0.001 to 0.100%,
B: 0.001 to 0.100%,
Mg: 0.001 to 0.010%,
REM: 0.001 to 0.010%,
A free-cutting precipitation-hardening type stainless steel characterized by adding one or more of the following.