JP4152872B2 - 被削性に優れた冷間加工用析出硬化型ステンレス鋼 - Google Patents
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Description
本発明は、冷間加工用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、ドライブシャフト、ステアリング、プラスチック金型、繊維ノズル等に使用される被削性に優れた冷間加工用析出硬化型ステンレス鋼に関するものである。
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えられている。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は好適な材料の一つに挙げられる。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。
このように、ＳＵＳ６３０系のマルテンサイト系析出硬化型ステンレス鋼は、強靱性に富み強度と耐食性を兼備した材料ではあるが、しかし、固溶化熱処理状態で硬さが高く、冷鍛等の冷間加工性や、切削等の機械加工性が極めて悪いため、これらを改善した材料が望まれているのが実状である。その例として、例えば特開平１０−３０６３５１号公報（特許文献１）に開示されているように、Ｏ：０．００６〜０．０２５０％を添加することにより、固溶化熱処理状態における被削性を改善したＳＵＳ６３０系ステンレス鋼が提案されている。
また、特許第２８７９９３０号公報（特許文献２）には、ＭｎＳの分散により、耐錆性の優れた快削性ステンレス系金型用鋼が提案されている。また、特公昭５８−１８４２６号公報（特許文献３）は、ＭｎＳｅの分散により、鋼中のδフェライト量を１０％以内とした析出硬化型ステンレス鋼が提案されている。また、特開２００２−３３２５３９号公報（特許文献４）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を分散することにより、快削性を付与する方法が提案されている。さらに、特許第３４２５１２８号公報（特許文献５）は、オーステナイト相に（Ｔｉ，Ｚｒ）炭硫化物系介在物を分散させたオーステナイトステンレスが提案されている。
しかしながら、特許文献１ではＯを添加し、固溶化熱処理状態における被削性を改善したものであるが、Ｏの効果は一般的な硫化物系介在物（例えばＭｎＳ）ほどにも大きくなく、被削性改善の点において十分とはいえない。また、特許文献２ではＭｎＳの分散により被削性は改善されるが、しかし、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。
また、特許文献３は、ＭｎＳｅの分散によるものであるが、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を得ないＭｎＳあるいは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４や特許文献５は、Ｔｉ及び／又はＺｒとＣとＳ、ＳｅおよびＴｅの少なくともいずれかを含有する化合物相、いわゆる、（Ｔｉ，Ｚｒ）炭硫化物系介在物を分散形成させているが、この（Ｔｉ，Ｚｒ）炭硫化物系介在物は、マトリッ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う問題がある。
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被削性を改善するために、Ｃ、Ｎを低減しつつＮｂ、Ｔｉを添加して炭窒化物として固定することにより、固溶化熱処理状態の硬さを下げて冷間加工性を向上させ、かつＳを添加することにより、主にＴｉからなる硫化物を生成・分散させて被削性を改善するというものである。
その発明の要旨とするところは、
（１）質量％で、Ｃ：０．０３０％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：０．４％以下、Ｓ：０．０１０〜０．０５０％、Ｎ：０．０２５％以下、Ｎｉ：３．０〜７．０％、Ｃｒ：１３．０〜１８．０％、Ｃｕ：１．０〜５．０％、Ｔｉ：０．０５〜０．２５％、Ｎｂ：０．１０〜０．４０％、ただし、Ｔｉｅｑ＝Ｔｉ＋０．５２Ｎｂ、Ｃｅｑ＝Ｃ＋０．８６Ｎとしたときに、Ｃｅｑ：０．０５０以下、（Ｔｉｅｑ−４Ｃｅｑ）／Ｓ＝２〜７ … （１）であり、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とする被削性に優れた冷間加工用析出硬化型ステンレス鋼。
（１）質量％で、Ｃ：０．０３０％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：０．４％以下、Ｓ：０．０１０〜０．０５０％、Ｎ：０．０２５％以下、Ｎｉ：３．０〜７．０％、Ｃｒ：１３．０〜１８．０％、Ｃｕ：１．０〜５．０％、Ｔｉ：０．０５〜０．２５％、Ｎｂ：０．１０〜０．４０％、ただし、Ｔｉｅｑ＝Ｔｉ＋０．５２Ｎｂ、Ｃｅｑ＝Ｃ＋０．８６Ｎとしたときに、Ｃｅｑ：０．０５０以下、（Ｔｉｅｑ−４Ｃｅｑ）／Ｓ＝２〜７ … （１）であり、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とする被削性に優れた冷間加工用析出硬化型ステンレス鋼。
（２）前記（１）に記載の成分組成に加えて、Ｍｏ：２．０％以下、Ｃｏ：２．０％以下の１種または２種を含有することを特徴とする被削性に優れた冷間加工用析出硬化型ステンレス鋼。
（３）前記（１）または（２）に記載の成分組成に加えて、Ｖ：０．４０％以下、Ｗ：０．４０％以下、Ｔａ：０．４０％以下の１種または２種以上を含有することを特徴とする被削性に優れた冷間加工用析出硬化型ステンレス鋼。
（３）前記（１）または（２）に記載の成分組成に加えて、Ｖ：０．４０％以下、Ｗ：０．４０％以下、Ｔａ：０．４０％以下の１種または２種以上を含有することを特徴とする被削性に優れた冷間加工用析出硬化型ステンレス鋼。
（４）前記（１）〜（３）に記載の成分組成に加えて、Ｓｅ：０．１０％以下、Ｔｅ：０．０５０％以下、Ｃａ：０．０１０％以下の１種または２種以上を含有することを特徴とする被削性に優れた冷間加工用析出硬化型ステンレス鋼。
（５）前記（１）〜（４）に記載の成分組成に加えて、Ａｌ：０．１０％以下、Ｂ：０．０１０％以下、Ｍｇ：０．０１０％以下、ＲＥＭ：０．０１０％以下の１種または２種以上を含有することを特徴とする被削性に優れた冷間加工用析出硬化型ステンレス鋼。
（６）前記（１）〜（５）に記載の成分組成に加えて、Ｏ：０．０５０％以下、Ｐ：０．０５０％以下の１種または２種を含有することを特徴とする被削性に優れた冷間加工用析出硬化型ステンレス鋼にある。
（５）前記（１）〜（４）に記載の成分組成に加えて、Ａｌ：０．１０％以下、Ｂ：０．０１０％以下、Ｍｇ：０．０１０％以下、ＲＥＭ：０．０１０％以下の１種または２種以上を含有することを特徴とする被削性に優れた冷間加工用析出硬化型ステンレス鋼。
（６）前記（１）〜（５）に記載の成分組成に加えて、Ｏ：０．０５０％以下、Ｐ：０．０５０％以下の１種または２種を含有することを特徴とする被削性に優れた冷間加工用析出硬化型ステンレス鋼にある。
以下、本発明について詳細に説明する。
上述したように、本発明では、マルテンサイト系析出硬化型ステンレス鋼の被削性を改善するために、ＴｉとＳを添加して主にＴｉからなる硫化物を生成・分散させて被削性を改善するというものである。Ｔｉ硫化物の特徴は、球〜楕円形で、鋼中に細かく分散し、高耐食で、かつ中程度の硬さであることにある。しかしながら、ＴｉはＳのみならずＣやＮとも新和性が強く、Ｔｉ炭窒化物を生成してＳと結合するＴｉが十分残らないことがある。Ｔｉ炭窒化物の生成を抑制するには、あらかじめ精錬工程において極低Ｃ，Ｎ（例えば５０ｐｐｍ以下）まで十分な脱炭脱窒を行なわなければならず、長大な時間を必要としてコストアップの原因となる。
上述したように、本発明では、マルテンサイト系析出硬化型ステンレス鋼の被削性を改善するために、ＴｉとＳを添加して主にＴｉからなる硫化物を生成・分散させて被削性を改善するというものである。Ｔｉ硫化物の特徴は、球〜楕円形で、鋼中に細かく分散し、高耐食で、かつ中程度の硬さであることにある。しかしながら、ＴｉはＳのみならずＣやＮとも新和性が強く、Ｔｉ炭窒化物を生成してＳと結合するＴｉが十分残らないことがある。Ｔｉ炭窒化物の生成を抑制するには、あらかじめ精錬工程において極低Ｃ，Ｎ（例えば５０ｐｐｍ以下）まで十分な脱炭脱窒を行なわなければならず、長大な時間を必要としてコストアップの原因となる。
また、フリーなＣ，Ｎが存在する状態でＴｉとＳを添加すると、Ｔｉ硫化物ではなく、硬いＴｉ炭硫化物、Ｔｉ炭窒硫化物等が生成し、被削性改善効果が小さくなる。このように、従来、Ｔｉ硫化物を安定的に生成させることが出来なかった。そこで、本発明では、Ｃ、Ｎとの新和力は強いがＳと結合しにくいＮｂに着目したものである。ＮｂはＴｉと共にＣ、Ｎを炭窒化物として固定し、化学量論的に炭窒化物に吸収される量を超えたＴｉが、Ｓに対して、ある範囲にあるときに、快削性をもたらすＴｉ硫化物を生成できることを見出したものである。
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：０．０３０％以下
Ｃは、通常は強度を高める元素であるが、本鋼種系の場合、強度は主に熱処理により析出するＣｕによって調整されるためＣは特に必要でなく、逆に固溶化熱処理状態における硬さを上昇させたり、硬質の炭化物、炭窒化物、炭硫化物などを生成して加工性を悪化させるためなるべく少ない方が良い。ただし、０．０３０％まではＴｉおよびＮｂの固定により悪影響を抑えられることから、その上限を０．０３０％とした。
Ｃ：０．０３０％以下
Ｃは、通常は強度を高める元素であるが、本鋼種系の場合、強度は主に熱処理により析出するＣｕによって調整されるためＣは特に必要でなく、逆に固溶化熱処理状態における硬さを上昇させたり、硬質の炭化物、炭窒化物、炭硫化物などを生成して加工性を悪化させるためなるべく少ない方が良い。ただし、０．０３０％まではＴｉおよびＮｂの固定により悪影響を抑えられることから、その上限を０．０３０％とした。
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：０．４％以下
Ｍｎは、Ｓｉと同様に、脱酸剤として有効であるが、しかし、０．４０％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０．４０％とした。
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：０．４％以下
Ｍｎは、Ｓｉと同様に、脱酸剤として有効であるが、しかし、０．４０％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０．４０％とした。
Ｓ：０．０１０〜０．０５０％
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、０．０１０％未満ではその効果が十分でなく、また、０．０５０％を超える添加は、強度部材として使用される析出硬化型ステンレス鋼に期待される耐食性、靱性を劣化させることから、その範囲を０．０１０〜０．０５０％とした。
Ｎ：０．０２５％以下
Ｎは、Ｃと同様に強度を高める元素であるが、固溶化熱処理状態における硬さを上昇させるため加工性を低下させる。従って、その上限を０．０２５％とした。
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、０．０１０％未満ではその効果が十分でなく、また、０．０５０％を超える添加は、強度部材として使用される析出硬化型ステンレス鋼に期待される耐食性、靱性を劣化させることから、その範囲を０．０１０〜０．０５０％とした。
Ｎ：０．０２５％以下
Ｎは、Ｃと同様に強度を高める元素であるが、固溶化熱処理状態における硬さを上昇させるため加工性を低下させる。従って、その上限を０．０２５％とした。
Ｎｉ：３．０〜７．０％
Ｎｉは、本鋼種系にとって、耐食性を低下させずに高強度を得るために必要な基本元素であり、延靱性の向上にも効果がある。上記効果を十分に発揮するためには３．０％以上必要であるが、７．０％を超える添加は固溶化熱処理状態において残留オーステナイトが増加して析出硬化熱処理後の硬さが得られないことが多いから、その範囲を３．０〜７．０％とする。
Ｎｉは、本鋼種系にとって、耐食性を低下させずに高強度を得るために必要な基本元素であり、延靱性の向上にも効果がある。上記効果を十分に発揮するためには３．０％以上必要であるが、７．０％を超える添加は固溶化熱処理状態において残留オーステナイトが増加して析出硬化熱処理後の硬さが得られないことが多いから、その範囲を３．０〜７．０％とする。
Ｃｒ：１３．０〜１８．０％
Ｃｒは、表面に保護性の酸化被膜を形成し、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やδ−フェライトが増加する。従って、その範囲をＣｒ：１３．０〜１８．０％とした。
Ｃｕ：１．０〜５．０％
Ｃｕは、析出硬化熱処理で微細に分散析出して強度を高めるのに必要な元素である。そのためには、１．０％必要である。しかし、５．０％を超えると効果が飽和し、かつ熱間加工性が劣化するため、その範囲を１．０〜５．０％とする。
Ｃｒは、表面に保護性の酸化被膜を形成し、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やδ−フェライトが増加する。従って、その範囲をＣｒ：１３．０〜１８．０％とした。
Ｃｕ：１．０〜５．０％
Ｃｕは、析出硬化熱処理で微細に分散析出して強度を高めるのに必要な元素である。そのためには、１．０％必要である。しかし、５．０％を超えると効果が飽和し、かつ熱間加工性が劣化するため、その範囲を１．０〜５．０％とする。
Ｔｉ：０．０５〜０．２５％
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、０．２５％を超える添加は効果が飽和し靱性と熱間加工性を劣化させることから、その範囲を０．０５〜０．２５％とした。
Ｎｂ：０．１０〜０．４０％
Ｎｂは、Ｃ，Ｎと反応して炭窒化物を生成し、冷間加工性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、過剰な添加は効果が飽和し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。
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、０．２５％を超える添加は効果が飽和し靱性と熱間加工性を劣化させることから、その範囲を０．０５〜０．２５％とした。
Ｎｂ：０．１０〜０．４０％
Ｎｂは、Ｃ，Ｎと反応して炭窒化物を生成し、冷間加工性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、過剰な添加は効果が飽和し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。
Ｃｅｑ：０．０５０以下
Ｃｅｑ＝Ｃ＋０．８６Ｎは、Ｎに対するＣの原子量比が約０．８６であることから、ＣとＮの合計量をＣで換算して示したパラメータである。この値が大きくなるにつれて固溶化熱処理硬さが上昇し加工性を害するので、その上限を０．０５０にした。
Ｔｉｅｑ−４Ｃｅｑ／Ｓ＝２〜７
Ｎｂに対するＴｉの原子量比は約０．５２であることから、Ｔｉｅｑ＝Ｔｉ＋０．５２Ｎｂは、ＴｉとＮｂの合計量をＴｉに換算して示したパラメータである。ＴｉやＮｂは、鋼中のＣ、Ｎと結合して、（Ｔｉ，Ｎｂ）（Ｃ，Ｎ）を生成する。Ｃに対するＴｉの原子量比が約４であることから、Ｔｉｅｑ−４Ｃｅｑが０のとき、化学量論的にＴｉとＮｂが過不足なくＣとＮと結合して（Ｔｉ，Ｎｂ）（Ｃ，Ｎ）を生成すると考えられる。Ｔｉｅｑ−４Ｃｅｑが正の値をとるときは、Ｃ、Ｎを固定するのに必要なＴｉ、Ｎｂを超えた余剰のＴｉまたはＮｂ量を表している。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋０．８６Ｎは、Ｎに対するＣの原子量比が約０．８６であることから、ＣとＮの合計量をＣで換算して示したパラメータである。この値が大きくなるにつれて固溶化熱処理硬さが上昇し加工性を害するので、その上限を０．０５０にした。
Ｔｉｅｑ−４Ｃｅｑ／Ｓ＝２〜７
Ｎｂに対するＴｉの原子量比は約０．５２であることから、Ｔｉｅｑ＝Ｔｉ＋０．５２Ｎｂは、ＴｉとＮｂの合計量をＴｉに換算して示したパラメータである。ＴｉやＮｂは、鋼中のＣ、Ｎと結合して、（Ｔｉ，Ｎｂ）（Ｃ，Ｎ）を生成する。Ｃに対するＴｉの原子量比が約４であることから、Ｔｉｅｑ−４Ｃｅｑが０のとき、化学量論的にＴｉとＮｂが過不足なくＣとＮと結合して（Ｔｉ，Ｎｂ）（Ｃ，Ｎ）を生成すると考えられる。Ｔｉｅｑ−４Ｃｅｑが正の値をとるときは、Ｃ、Ｎを固定するのに必要なＴｉ、Ｎｂを超えた余剰のＴｉまたはＮｂ量を表している。
上記余剰のＴｉまたはＮｂは、Ｓと反応して硫化物を生成させるが、実際にはほぼＴｉのみが硫化物として析出する。すなわち、（Ｔｉｅｑ−４Ｃｅｑ）／Ｓは、実質的にＳに対する剰余のＴｉ（炭窒化物として吸収されるＴｉ以外の残りのＴｉ）の量を示しており、この値が２未満では硫化物中にＭｎ等が高濃度で含有されてきて、Ｔｉ硫化物の特徴である高耐食かつ被削性を改善する効果が不十分で、この値が７を超えると余剰のＴｉが過剰になって靱性を劣化させる。
Ｍｏ：２．０％以下
Ｍｏは、耐食性および靱性を改善する元素であり、２．０％以下で効果を発揮する。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、その上限を２．０％とした。
Ｃｏ：２．０％以下
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、２．０％以下で効果を発揮する。しかし、２．０％を超えると固溶化熱処理後の硬さが上昇し、冷間加工性が劣化するため、その上限を２．０％とした。
Ｍｏは、耐食性および靱性を改善する元素であり、２．０％以下で効果を発揮する。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、その上限を２．０％とした。
Ｃｏ：２．０％以下
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、２．０％以下で効果を発揮する。しかし、２．０％を超えると固溶化熱処理後の硬さが上昇し、冷間加工性が劣化するため、その上限を２．０％とした。
Ｖ：０．４０％以下
Ｖは、耐食性を向上させる効果がある。そのためには、０．４０％以下必要である。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％とした。
Ｗ：０．４０％以下
Ｗは、Ｖと同様に、耐食性を向上させる効果がある。そのためには、０．４０％以下必要である。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％とした。
Ｖは、耐食性を向上させる効果がある。そのためには、０．４０％以下必要である。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％とした。
Ｗ：０．４０％以下
Ｗは、Ｖと同様に、耐食性を向上させる効果がある。そのためには、０．４０％以下必要である。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％とした。
Ｔａ：０．４０％以下
Ｔａは、Ｖ、Ｗと同様に、耐食性を向上させる効果がある。そのためには、０．４０％以下必要である。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％とした。
Ｓｅ：０．１０％以下
Ｓｅは、被削性を改善する快削元素として有効である。そのためには、０．１０％以下必要である。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０．１０％とした。
Ｔａは、Ｖ、Ｗと同様に、耐食性を向上させる効果がある。そのためには、０．４０％以下必要である。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％とした。
Ｓｅ：０．１０％以下
Ｓｅは、被削性を改善する快削元素として有効である。そのためには、０．１０％以下必要である。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０．１０％とした。
Ｔｅ：０．０５０％以下
Ｔｅは、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。そのためには、０．０５０％以下必要である。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０．０５０％とした。
Ｃａ：０．０１％以下
Ｃａは、Ｔｅ、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。そのためには、０．０５０％以下必要である。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０．０５０％とした。
Ｔｅは、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。そのためには、０．０５０％以下必要である。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０．０５０％とした。
Ｃａ：０．０１％以下
Ｃａは、Ｔｅ、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。そのためには、０．０５０％以下必要である。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０．０５０％とした。
Ａｌ：０．１０％以下
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、０．１０％以下必要である。また、０．１０％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、その上限を０．１０％とした。
Ｂ：０．０１０％以下
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、０．０１０％以下必要である。また、０．０１０％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、その上限を０．０１０％とした。
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、０．１０％以下必要である。また、０．１０％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、その上限を０．１０％とした。
Ｂ：０．０１０％以下
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、０．０１０％以下必要である。また、０．０１０％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、その上限を０．０１０％とした。
Ｍｇ：０．０１０％以下
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、０．０１０％以下必要である。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、その上限を０．０１０％とした。
ＲＥＭ：０．０１０％以下
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、０．０１０％以下必要である。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、その上限を０．０１０％とした。
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、０．０１０％以下必要である。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、その上限を０．０１０％とした。
ＲＥＭ：０．０１０％以下
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、０．０１０％以下必要である。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、その上限を０．０１０％とした。
Ｏ：０．０５０％以下
Ｏは、被削性を改善する快削元素として有効である。そのためには、０．０５０％以下必要である。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０．０５０％とした。 Ｐ：０．０５０％以下
Ｐは、被削性を改善する元素として添加することがある。このためには、０．０５０％以下必要である。また、０．０５０％を超える添加は、靱性を悪化させることから、その上限を０．０５０％とした。
Ｏは、被削性を改善する快削元素として有効である。そのためには、０．０５０％以下必要である。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０．０５０％とした。 Ｐ：０．０５０％以下
Ｐは、被削性を改善する元素として添加することがある。このためには、０．０５０％以下必要である。また、０．０５０％を超える添加は、靱性を悪化させることから、その上限を０．０５０％とした。
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
（ａ）固溶化熱処理：１０４０℃−３０ｍｉｎ保持後水冷
（ｂ）析出硬化熱処理：４８０、６２０℃−１ｈ保持後空冷
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
（ａ）固溶化熱処理：１０４０℃−３０ｍｉｎ保持後水冷
（ｂ）析出硬化熱処理：４８０、６２０℃−１ｈ保持後空冷
（２）ドリル寿命試験
（ａ）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。
（ｂ）試験条件 ドリル：ＳＫＨ５１、φ５ｍｍ、ストレートシャンクツイストドリル 周速：１５，２０ｍ／ｍｉｎ
送り：０．０３ｍｍ／ｒｅｖ
穿孔深さ：１５ｍｍ
切削油：なし
寿命判定：折損または溶損により穿孔不能となるまで
（ａ）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。
（ｂ）試験条件 ドリル：ＳＫＨ５１、φ５ｍｍ、ストレートシャンクツイストドリル 周速：１５，２０ｍ／ｍｉｎ
送り：０．０３ｍｍ／ｒｅｖ
穿孔深さ：１５ｍｍ
切削油：なし
寿命判定：折損または溶損により穿孔不能となるまで
（３）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。
（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なった。
（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なった。
（５）冷間圧縮試験：φ２０ｍｍに鍛伸後、固溶化熱処理を施し、φ１４×Ｌ２１ｍｍの冷間圧縮試験片を作成した。室温で長手方向に５０％圧縮したときの変形抵抗測定および割れが発生するまでの圧縮率をみる限界据込性試験を行なった。
（６）耐食性：φ２０ｍｍに鍛伸後、固溶化熱処理、析出硬化熱処理を施し、φ１２×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。
（６）耐食性：φ２０ｍｍに鍛伸後、固溶化熱処理、析出硬化熱処理を施し、φ１２×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。
表１に示すように、Ｎｏ．１〜１５は発明鋼であり、析出硬化型ステンレス鋼に期待される優れた強度、耐食性、靱性を有しつつ、低変形抵抗で耐限界割れに強い冷間加工性を持ちながら、ドリル寿命も飛躍的に改善されている。Ｎｏ．１６〜３１は比較鋼である。Ｎｏ．１６はＣ量が多いため、固溶化硬さが高く冷間加工性が劣るのに加えて、Ｔｉ炭硫化物が生じ、ドリル寿命が劣っている。Ｎｏ．１７はＮ量が多いため、固溶化硬さが高く冷間加工性が劣り、Ｔｉ窒化物が生じてドリル寿命が劣る。Ｎｏ．１８はＳｉ量が多く、固溶化硬さが高いため、ドリル寿命が悪い。
Ｎｏ．１９はＭｎ量が多く、（Ｍｎ，Ｔｉ）硫化物が生じているため、被削性がやや劣るのに加えて、耐限界割れや耐食性が劣っている。Ｎｏ．２０はＳ量が少なく、ドリル寿命が短い。Ｎｏ．２１は逆にＳ量が多く、靱性、耐限界割れおよび耐食性が劣っている。Ｎｏ．２２のようにＮｉ量が少ないとδ−フェライトが生じ、高硬さが得られず、靱性、耐限界割れ、耐食性も悪化する。Ｎｏ．２３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、高硬さが得られない。Ｎｏ．２４はＣｒ量が少ないため、耐食性が低下している。
Ｎｏ．２５のように逆にＣｒ量が多いとδ−フェライトが生じ、硬さ、靱性、耐限界割れが劣り、耐食性も低い。Ｎｏ．２６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。Ｎｏ．２７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。Ｎｏ．２８はＴｉ量が不足した場合で、Ｔｉ硫化物ではなく、Ｍｎ硫化物が生じているため、ドリル寿命がやや短く耐食性が悪い。
Ｎｏ．２９はＴｉ量が過剰なケースで、Ｈ９００時の靱性が著しく低下している。Ｎｏ．３０はＮｂが不十分な場合であり、析出硬化が小さい。Ｎｏ．３１のようにＮｂが過剰になると特性の向上がみられず効果が飽和していることを示している。Ｎｏ．３２はＳＵＳ６３０であり、これと比較すると、本発明鋼は、硬さ、靱性、耐食性を犠牲にせずに、冷間加工性と被削性が改善されていることが明らかである。
特許出願人 山陽特殊製鋼株式会社
代理人 弁理士 椎 名 彊
特許出願人 山陽特殊製鋼株式会社
代理人 弁理士 椎 名 彊
Claims (6)
- 質量％で、
Ｃ：０．０３０％以下、
Ｓｉ：１．０％以下、
Ｍｎ：０．４％以下、
Ｓ：０．０１０〜０．０５０％、
Ｎ：０．０２５％以下、
Ｎｉ：３．０〜７．０％、
Ｃｒ：１３．０〜１８．０％、
Ｃｕ：１．０〜５．０％、
Ｔｉ：０．０５〜０．２５％、
Ｎｂ：０．１０〜０．４０％、
ただし、Ｔｉｅｑ＝Ｔｉ＋０．５２Ｎｂ、Ｃｅｑ＝Ｃ＋０．８６Ｎとしたときに、
Ｃｅｑ：０．０５０以下、（Ｔｉｅｑ−４Ｃｅｑ）／Ｓ＝２〜７ … （１）
であり、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とする被削性に優れた冷間加工用析出硬化型ステンレス鋼。 - 請求項１に記載の成分組成に加えて、Ｍｏ：２．０％以下、Ｃｏ：２．０％以下の１種または２種を含有することを特徴とする被削性に優れた冷間加工用析出硬化型ステンレス鋼。
- 請求項１または２に記載の成分組成に加えて、Ｖ：０．４０％以下、Ｗ：０．４０％以下、Ｔａ：０．４０％以下の１種または２種以上を含有することを特徴とする被削性に優れた冷間加工用析出硬化型ステンレス鋼。
- 請求項１〜３に記載の成分組成に加えて、Ｓｅ：０．１０％以下、Ｔｅ：０．０５０％以下、Ｃａ：０．０１０％以下の１種または２種以上を含有することを特徴とする被削性に優れた冷間加工用析出硬化型ステンレス鋼。
- 請求項１〜４に記載の成分組成に加えて、Ａｌ：０．１０％以下、Ｂ：０．０１０％以下、Ｍｇ：０．０１０％以下、ＲＥＭ：０．０１０％以下の１種または２種以上を含有することを特徴とする被削性に優れた冷間加工用析出硬化型ステンレス鋼。
- 請求項１〜５に記載の成分組成に加えて、Ｏ：０．０５０％以下、Ｐ：０．０５０％以下の１種または２種を含有することを特徴とする被削性に優れた冷間加工用析出硬化型ステンレス鋼。
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