JP4252145B2 - 耐遅れ破壊性に優れた高強度・高靭性ステンレス鋼 - Google Patents
耐遅れ破壊性に優れた高強度・高靭性ステンレス鋼 Download PDFInfo
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、建築・建材等用の、特に耐遅れ破壊性と靭性を向上させえた高強度・高耐食性ステンレス鋼に関するものであり、例えばステンレスタッピンねじに関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
従来、マルテンサイト系ステンレス製の高強度・高耐食のステンレスタッピンネジは中心部の強度が高く、靭性が低く、遅れ破壊等の頭飛びの懸念があった。マルテンサイト系ステンレス鋼の靭性を向上させ遅れ破壊性を向上させるために、例えば特願平０９−２０６７９２号明細書ではＮｉを添加することが提案されている。一方、特開平７−３１６７４０号公報では、最表層がマルテンサイトで中心部がマルテンサイト＋フェライトの複相鋼は延性と強度を兼ね備えていることが記載されている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】
上記のような従来のものでは靭性や遅れ破壊特性を向上することができるが、締結力が高いタッピンねじへの適用は不十分な場合があった。
そこで本発明は、これらの課題を解決し、耐食性・強度を兼ね備え、更に靭性・耐遅れ破壊性を向上させたステンレス鋼を安価に提供することを目的とする。
【０００４】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、上記課題を解決するために種々検討した結果、複相ステンレス鋼において、成分調整と窒化処理等の表面改質により表面の組織（マルテンサイト＋オーステナイト）を調整することで、耐遅れ破壊性に優れた高強度・高靭性ステンレス鋼を安定して得ることを見出した。
また、組織制御により表面窒化促進を行い、更に表面硬化し易くし、中心部硬さを低くすることで、耐遅れ破壊性に優れた高強度・高靭性ステンレス鋼を安定して得ることを見出した。本発明は、この知見に基づいてなされた。
【０００５】
すなわち本発明は、上記目的を達成するため、以下の構成を要旨とする。
（１）質量％で、
Ｃ ：０．０６〜０．２％、 Ｓｉ：０．０５〜１．０％、
Ｍｎ：０．１〜２．０％、 Ｎｉ：０．１〜３．０％、
Ｃｒ：１１．０〜１６．０％、 Ｎ ：０．０１〜０．１５％、
Ｍｏ：０．０１〜３．０％
を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、素材の中心部において１０％未満のフェライト相と、残部はマルテンサイト相またはマルテンサイト＋オーステナイト相を有し、最外表面から少なくとも１μｍの深さの表層部がマルテンサイトと３〜２０％のオーステナイトの混合組織を有していることを特徴とする耐遅れ破壊特性に優れた高強度・高靭性ステンレス鋼。
（２） また、質量％で、
Ｃ ：０．０１％以上、０．０６％未満、
Ｓｉ：０．０５〜１．０％、 Ｍｎ：０．１〜２．０％、
Ｎｉ：０．１〜３．０％、 Ｃｒ：１１．０〜１６．０％、
Ｎ ：０．０１〜０．１５％、 Ｍｏ：０．０１〜３．０％
を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、素材の中心部において１０〜８０％のフェライト相と、残部はマルテンサイト相またはマルテンサイト＋オーステナイト相を有し、最外表面から少なくとも１μｍの深さの表層部がマルテンサイトと３〜２０％のオーステナイトの混合組織を有していることを特徴とする耐遅れ破壊性に優れた高強度・高靭性ステンレス鋼である。
（３） 更に、質量％で、
Ｂ ：０．００１〜０．００５％
を含有することを特徴とする上記（１）または（２）記載の耐遅れ破壊性に優れた高強度・高靱性ステンレス鋼である。
【０００６】
【発明の実施の形態】
先ず、本発明請求項１のマトリックスの鋼の成分範囲について述べる。成分の含有量は全て質量％である。
Ｃはマトリックスのマルテンサイトの強度を得るために０．０６％以上添加する。しかしながら、０．２％を超えて添加すると靭性が劣化し、また耐遅れ破壊性も劣化する。そのため上限を０．２％に限定した。好ましくは０．０１０〜０．１８％である。
【０００７】
Ｓｉは鋼の脱酸に必要なため、０．０５％以上添加する。しかしながら、１．０％を超えて添加しても固溶強化により軟化焼鈍後の硬さが高くなり、冷間加工性が劣化する。そのため上限を１．０％に限定した。好ましくは０．１〜０．６％である。
【０００８】
Ｍｎは鋼の脱酸に必要なため、また窒化を促進させ、短時間の窒化処理にて表面をマルテンサイト＋オーステナイトの混合組織にするために０．１％以上添加する。しかしながら、２．０％を超えて添加してもその効果は飽和するし、また軟化抵抗が増大し、冷間加工性が劣化する。そのため上限を２．０％に限定した。好ましくは０．２〜１．０％である。
【０００９】
Ｎｉは鋼の靭性を高め、耐遅れ破壊性を高めるために、０．１以上添加する。但し、３．０％を超えて添加すると、軟化抵抗が増大し冷間加工性が劣化する。そのため、上限を３．０％に限定した。好ましくは０．２〜２．０％である。
【００１０】
Ｃｒはステンレス組織を得て、かつ窒化を促進させ、表面をマルテンサイト＋オーステナイトの混合組織を得るために１１．０％以上添加する。しかしながら１６％超えて添加すると、表層でマルテンサイト＋オーステナイト組織の混合組織が得られない。そのため上限を１６．０％に限定した。好ましくは１２〜１５％である。
【００１１】
Ｎはマトリックスのマルテンサイトの強度を得るために０．０１％以上添加する。しかしながら、０．１５％を超えて添加するとブローホールが発生し、製造性が著しく劣化する。そのため上限を０．１５％に限定した。好ましくは０．０１〜０．１２％である。
【００１２】
Ｍｏは鋼の耐食性を向上させるために０．０１％以上添加する。しかしながら３．０％を超えて添加すると、表層でマルテンサイト＋オーステナイトの混合組織が得られなくなる。そのため上限を３．０％に限定した。好ましくは０．５〜２．５％である。
【００１３】
次に、素材中心部のフェライト組織量の限定理由について述べる。
素材中心部のフェライト量が１０％以上になると、フェライト界面にＣｒ炭窒化物が析出し、靭性を劣化させる。図１に０．１６Ｃ−０．２Ｓｉ−０．３Ｍｎ−１．１Ｎｉ−１３〜１６Ｃｒ−２Ｍｏ−０．０９Ｎ系材料のねじの素材中心部のフェライト量と頭飛び（ねじ込み時の衝撃およびその後の遅れ破壊による）発生率の関係を示す。
フェライト量が１０％以上になると頭飛び発生率が急激に上昇する。そのため、素材中心部のフェライト量を１０％未満に限定した。好ましくは５％以下である。ここで、素材中心部の残部はマルテンサイト相またはマルテンサイト＋オーステナイト相である。
【００１４】
次に、表層の組織を限定した理由について述べる。
最外表面から少なくとも１μｍ以上の深さの組織がマルテンサイト単相であると靭性および耐遅れ破壊性が劣化する。従って、靭性及び耐遅れ破壊性を向上させるため、マルテンサイト組織に加え、３％以上のオーステナイト組織を含有することにした。
【００１５】
図２に、図１と同じ成分系材料のねじの素材表層のオーステナイト量と頭飛び（ねじ込み時の衝撃およびその後の遅れ破壊による）発生率の関係を示す。表層のオーステナイト量が３％以上で頭飛びの発生率が急激に上昇している。しかしながら、オーステナイト組織が２０％を超えて含有すると、表面の硬さが軟化し、表面の強度が劣化する。そのため、表層のオーステナイト相の含有率を２０％以下に限定した。好ましくは５％〜１５％である。
本発明例では窒化により表面改質を実施しているが、本発明では浸炭や表面めっき（＋合金化処理）等、その他の表面改質による効果も含まれる。
【００１６】
次に、請求項２記載の組織の限定理由について述べる。
素材中心部に１０％以上のフェライトが存在する場合、Ｃが０．０６％以上添加されると、フェライト界面にＣｒ炭窒化物が析出し、靭性及び耐遅れ破壊性が劣化する。そのため０．０６％未満に限定した。好ましくは０．０２〜０．０５％である。
【００１７】
次に、素材中心部のフェライト組織の限定理由について述べる。
素材中心部の組織が１０〜８０％のフェライトとマルテンサイトの混合組織であると、９５０℃〜１１００℃での窒化時の結晶粒径が３０μｍ以下と微細になり、粒界拡散により窒化が促進され、素材中心部の強度が低い状態で、表面強度を効率的にあげることができ、且つ、最外表面から少なくとも１μｍの深さでマルテンサイト＋オーステナイトの２相組織にすることができ、靭性および耐遅れ破壊性が向上する。
そのため、必要に応じて、素材中心部の組織を１０〜８０％のフェライト組織にすることとした。好ましくは２０〜６０％のフェライト組織である。ここで、素材中心部の残部の組織はマルテンサイト相、またはマルテンサイト＋オーステナイト相である。
【００１８】
次に、請求項３記載の組織の限定理由について述べる。
素材の靱性を更に高めるために、必要に応じてＢを０．００１％以上添加する。しかしながら、０．００５％を超えて添加するとボライドを生成し、逆に靱性を低下させる。そのため上限を０．００５％に限定した。好ましくは０．００１５〜０．００４％である。
【００１９】
【実施例】
以下に本発明の実施例について説明する。
表１に、本発明適用鋼Ａ〜Ｉ、Ｔ〜Ｗ、ＡＢ，ＡＣ，比較鋼Ｊ〜Ｓ，Ｘ〜Ｚ，ＡＡ、ＡＤ、ＡＥの化学成分を示す。
【００２０】
【表１】
【００２１】
本発明適用鋼Ａ〜Ｄと比較鋼Ｊ〜Ｏは請求項１の実施例に関し、０．２Ｓｉ−１３Ｃｒ−２Ｍｏを基本成分として、表面の組織および靭性，遅れ破壊性に影響を及ぼすＣ量（％），Ｍｎ量（％），Ｎｉ量（％），Ｎ量（％）を変化させたものである。
【００２２】
本発明適用鋼Ｅ，Ｆと比較鋼Ｐは請求項１の実施例に関し、０．１６Ｃ−０．３Ｍｎ−１．１Ｎｉ−１３Ｃｒ−２Ｍｏ−０．０９Ｎを基本成分として、靭性，冷間加工性に影響を及ぼすＳｉ量（％）を変化させたものである。
【００２３】
本発明適用鋼Ｇ〜Ｉと比較鋼Ｑ〜Ｓは請求項１の実施例に関し、０．１６Ｃ−０．２Ｓｉ−１．２Ｎｉ−０．０８Ｎを基本成分として、表面の組織および靭性，遅れ破壊性に影響を及ぼすＣｒ量（％），Ｍｏ量（％）を変化させたものである。
【００２４】
本発明適用鋼Ｔ〜Ｗと比較鋼Ｘ〜Ｚ，ＡＡは請求項２の実施例に関し、０．２Ｓｉ−０．４Ｍｎ−１３Ｃｒ−２Ｍｏを基本成分として、組織，強度，靭性，耐遅れ破壊性に影響を及ぼすＣ量（％），Ｎｉ量（％），Ｎ量（％）を変化させたものである。
【００２５】
本発明適用鋼Ｂ、ＡＢと比較鋼ＡＤは請求項３の実施例に関し、０．１６Ｃ−０．３Ｓｉ−０．３Ｍｎ−１．０Ｎｉ−１３．１Ｃｒ−２．１Ｍｏ−０．０８Ｎを基本成分として、靱性に影響を与えるＢ量（％）を変化させたものである。
本発明適用鋼Ｕ、ＡＣと比較鋼ＡＥは請求項３の実施例に関し、０．０２Ｃ−０．２Ｓｉ−０．３Ｍｎ−１．１Ｎｉ−１３Ｃｒ−２．１Ｍｏ−０．０８Ｎを基本成分として、靱性に影響を与えるＢ量（％）を変化させたものである。
【００２６】
これらの鋼は通常のステンレス線材の製造工程でφ５．５mmまで線材圧延を行い、１０００℃で熱延を終了した。得られた熱延材をバッチ炉で軟化焼鈍及び酸洗を行い、Φ３．９mmまで冷間伸線加工し、その後、バッチ炉で軟化焼鈍および酸洗を行い、引き続きΦ３．８５mmまで冷間伸線加工を行い、切り刃先形状のドリリングタッピンねじに冷間加工を施した。
その後、真空引き後、１気圧の窒素雰囲気に置換した炉において１０３０℃で１００分の窒化処理を行い、窒素冷却により焼入れ処理を行い、２００℃で焼戻し処理を行った。その後、ねじ込み性（強度の代表値），靭性，遅れ破壊特性，素材中心部のフェライト量，最外表面のオーステナイト量を評価した。
【００２７】
ねじ込み性は、厚さ１．６mmのＳＳ４００鋼板に荷重１８kg，２５００rpm の回転数で１０本のねじでねじ込み試験を行い、第１ねじ山がねじ込まれるまでの時間で評価した。平均で３．５秒以内であれば、ねじ込み性（強度）は○、３．５秒超であれば×と評価した。本発明例のねじ込み性（強度）はいずれも○であった。
【００２８】
靭性は、厚さ５mmのＳＳ４００鋼板に荷重２７kg，２５００rpm の回転数で回転数を落とすことなく、５本のねじを完全にねじ込み、衝撃を与え、ねじ頭が飛ぶか否かで評価した。頭飛びが発生しなかった場合は○，１本でも頭飛びが生じた場合は×と評価した。本発明例の靭性（頭飛び）はいずれも○であった。
【００２９】
遅れ破壊試験は、厚さ５mmのＳＳ４００鋼板にステンレス座金をつけた５本のねじで完全にねじ込みを行い、その後、２００kg−cmのトルクをかけてねじ込み、塩水噴霧試験（５％ＮａＣｌ，３５℃，４８ｈ）を実施し、その後、ねじ頭が飛ぶか否かで評価した。頭飛びが発生しなかった場合は○，１本でも頭飛びが生じた場合は×と評価した。本発明例の遅れ破壊性（頭飛び）はいずれも○であった。
【００３０】
素材中心部のフェライト量は、ねじの縦断面を鏡面研磨し、村上エッチにてフェライトに着色し、その後、画像解析により面積率より求めた。本発明例は請求項１のフェライト量は１０％未満、請求項２のフェライト量は１０〜８０％であった。
【００３１】
最外表面のオーステナイト量は、Ｘ線回折によりオーステナイトとフェライトの（２００）のピーク強度比より算出した。本発明例の最外表面のオーステナイト量は３〜２０％であった。
【００３２】
表２に、請求項１の本発明適用鋼の評価結果を示す。本発明例はいずれも素材中心部のフェライト量が１０％未満で、表層のオーステナイト量が３〜２０％であり、ねじ込み性（強度），靱性，耐遅れ破壊性に優れている。
同表に、請求項１の本発明適用鋼の特性評価結果を併せて示す。前述したように、本発明例 No.１〜９は素材中心部のフェライト量が１０％未満で、最外面のオーステナイト量が３〜２０％であり、ねじ込み性，靭性（頭飛び），遅れ破壊性に優れている。
【００３３】
【表２】
【００３４】
表３に、請求項１の比較鋼の評価結果を示す。
比較例 No.１０はＣ量が低いため、ねじ込み性に劣っていた。
比較例 No.１１はＣ量が高いため、靭性（頭飛び），遅れ破壊性に劣っていた。
比較例 No.１２はＭｎ量が低く、窒化が促進されなかったため、最外表面のオーステナイト量が３％未満と低く、ねじ込み性，靭性（頭飛び），遅れ破壊性に劣っていた。
比較例 No.１３，１４はＭｎ量またはＮｉ量が高く、最外表面のオーステナイト量が２０％以上であり、ねじ込み性に劣っていた。
比較例 No.１５はＮ量が高く、鋳造段階でブローホールが発生したため、製造性に著しく劣っていた。そのため、ねじまで製造ができなかった。
比較例 No.１６はＳｉ量が高く、靭性（頭飛び），遅れ破壊性に劣っていた。比較例 No.１７はＣｒ量が低く、最外表面のオーステナイト量が３％未満であり、靭性（頭飛び），遅れ破壊性に劣っていた。
比較例 No.１８，１９はＣｒ量、またはＭｏ量が高く、素材中心部のフェライト量が１０％を超え、靭性（頭飛び），遅れ破壊性に劣っていた。
【００３５】
【表３】
【００３６】
次に、請求項２の特性評価結果について記述する。
表４に、請求項２の本発明例の特性評価結果を示す。前述したように、本発明例 No.２０〜２３は素材中心部のフェライト量が１０％〜８０％で、最外面のオーステナイト量が３〜２０％であり、ねじ込み性，靭性（頭飛び），遅れ破壊性に優れている。
【００３７】
【表４】
【００３８】
表５に、請求項２の比較例の特性評価結果を示す。
比較例 No.２４はＣ量が高いため、靭性（頭飛び），遅れ破壊性に劣っていた。
比較例 No.２５はＣ量が低いため、ねじ込み性に劣っていた。
比較例 No.２６は素材中心部のフェライト量が８０％を超えており、ねじ込み性に劣っていた。
比較例 No.２７は素材中心部のフェライト量が１０％未満であり、ねじ込み性に劣っていた。
【００３９】
【表５】
【００４０】
表６に、請求項３の実施例の評価結果を示す。
本発明例 No.２８，２９はねじ込み性，靱性（頭飛び），遅れ破壊性に優れていた。
一方、比較例 No.３０，３１はＢ量が０．００５％を超えており、靱性（頭飛び），遅れ破壊性に劣っていた。
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６】
【００４２】
【発明の効果】
以上の説明から明らかなように、本発明により、建築・建材等用の、特に耐遅れ破壊性と靭性を向上させえた高強度・高耐食性ステンレス鋼、例えばステンレスタンピンねじを安価に、且つ安定して提供することが可能であり、産業上極めて有用である。
【図面の簡単な説明】
【図１】ねじ素材中心部のフェライト量と頭飛び（ねじ込み時の衝撃およびその後の遅れ破壊による）発生率の関係を示す図。
【図２】表層のオーステナイト量と頭飛び（ねじ込み時の衝撃およびその後の遅れ破壊による）発生率の関係を示す図。
【発明の属する技術分野】
本発明は、建築・建材等用の、特に耐遅れ破壊性と靭性を向上させえた高強度・高耐食性ステンレス鋼に関するものであり、例えばステンレスタッピンねじに関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
従来、マルテンサイト系ステンレス製の高強度・高耐食のステンレスタッピンネジは中心部の強度が高く、靭性が低く、遅れ破壊等の頭飛びの懸念があった。マルテンサイト系ステンレス鋼の靭性を向上させ遅れ破壊性を向上させるために、例えば特願平０９−２０６７９２号明細書ではＮｉを添加することが提案されている。一方、特開平７−３１６７４０号公報では、最表層がマルテンサイトで中心部がマルテンサイト＋フェライトの複相鋼は延性と強度を兼ね備えていることが記載されている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】
上記のような従来のものでは靭性や遅れ破壊特性を向上することができるが、締結力が高いタッピンねじへの適用は不十分な場合があった。
そこで本発明は、これらの課題を解決し、耐食性・強度を兼ね備え、更に靭性・耐遅れ破壊性を向上させたステンレス鋼を安価に提供することを目的とする。
【０００４】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、上記課題を解決するために種々検討した結果、複相ステンレス鋼において、成分調整と窒化処理等の表面改質により表面の組織（マルテンサイト＋オーステナイト）を調整することで、耐遅れ破壊性に優れた高強度・高靭性ステンレス鋼を安定して得ることを見出した。
また、組織制御により表面窒化促進を行い、更に表面硬化し易くし、中心部硬さを低くすることで、耐遅れ破壊性に優れた高強度・高靭性ステンレス鋼を安定して得ることを見出した。本発明は、この知見に基づいてなされた。
【０００５】
すなわち本発明は、上記目的を達成するため、以下の構成を要旨とする。
（１）質量％で、
Ｃ ：０．０６〜０．２％、 Ｓｉ：０．０５〜１．０％、
Ｍｎ：０．１〜２．０％、 Ｎｉ：０．１〜３．０％、
Ｃｒ：１１．０〜１６．０％、 Ｎ ：０．０１〜０．１５％、
Ｍｏ：０．０１〜３．０％
を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、素材の中心部において１０％未満のフェライト相と、残部はマルテンサイト相またはマルテンサイト＋オーステナイト相を有し、最外表面から少なくとも１μｍの深さの表層部がマルテンサイトと３〜２０％のオーステナイトの混合組織を有していることを特徴とする耐遅れ破壊特性に優れた高強度・高靭性ステンレス鋼。
（２） また、質量％で、
Ｃ ：０．０１％以上、０．０６％未満、
Ｓｉ：０．０５〜１．０％、 Ｍｎ：０．１〜２．０％、
Ｎｉ：０．１〜３．０％、 Ｃｒ：１１．０〜１６．０％、
Ｎ ：０．０１〜０．１５％、 Ｍｏ：０．０１〜３．０％
を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、素材の中心部において１０〜８０％のフェライト相と、残部はマルテンサイト相またはマルテンサイト＋オーステナイト相を有し、最外表面から少なくとも１μｍの深さの表層部がマルテンサイトと３〜２０％のオーステナイトの混合組織を有していることを特徴とする耐遅れ破壊性に優れた高強度・高靭性ステンレス鋼である。
（３） 更に、質量％で、
Ｂ ：０．００１〜０．００５％
を含有することを特徴とする上記（１）または（２）記載の耐遅れ破壊性に優れた高強度・高靱性ステンレス鋼である。
【０００６】
【発明の実施の形態】
先ず、本発明請求項１のマトリックスの鋼の成分範囲について述べる。成分の含有量は全て質量％である。
Ｃはマトリックスのマルテンサイトの強度を得るために０．０６％以上添加する。しかしながら、０．２％を超えて添加すると靭性が劣化し、また耐遅れ破壊性も劣化する。そのため上限を０．２％に限定した。好ましくは０．０１０〜０．１８％である。
【０００７】
Ｓｉは鋼の脱酸に必要なため、０．０５％以上添加する。しかしながら、１．０％を超えて添加しても固溶強化により軟化焼鈍後の硬さが高くなり、冷間加工性が劣化する。そのため上限を１．０％に限定した。好ましくは０．１〜０．６％である。
【０００８】
Ｍｎは鋼の脱酸に必要なため、また窒化を促進させ、短時間の窒化処理にて表面をマルテンサイト＋オーステナイトの混合組織にするために０．１％以上添加する。しかしながら、２．０％を超えて添加してもその効果は飽和するし、また軟化抵抗が増大し、冷間加工性が劣化する。そのため上限を２．０％に限定した。好ましくは０．２〜１．０％である。
【０００９】
Ｎｉは鋼の靭性を高め、耐遅れ破壊性を高めるために、０．１以上添加する。但し、３．０％を超えて添加すると、軟化抵抗が増大し冷間加工性が劣化する。そのため、上限を３．０％に限定した。好ましくは０．２〜２．０％である。
【００１０】
Ｃｒはステンレス組織を得て、かつ窒化を促進させ、表面をマルテンサイト＋オーステナイトの混合組織を得るために１１．０％以上添加する。しかしながら１６％超えて添加すると、表層でマルテンサイト＋オーステナイト組織の混合組織が得られない。そのため上限を１６．０％に限定した。好ましくは１２〜１５％である。
【００１１】
Ｎはマトリックスのマルテンサイトの強度を得るために０．０１％以上添加する。しかしながら、０．１５％を超えて添加するとブローホールが発生し、製造性が著しく劣化する。そのため上限を０．１５％に限定した。好ましくは０．０１〜０．１２％である。
【００１２】
Ｍｏは鋼の耐食性を向上させるために０．０１％以上添加する。しかしながら３．０％を超えて添加すると、表層でマルテンサイト＋オーステナイトの混合組織が得られなくなる。そのため上限を３．０％に限定した。好ましくは０．５〜２．５％である。
【００１３】
次に、素材中心部のフェライト組織量の限定理由について述べる。
素材中心部のフェライト量が１０％以上になると、フェライト界面にＣｒ炭窒化物が析出し、靭性を劣化させる。図１に０．１６Ｃ−０．２Ｓｉ−０．３Ｍｎ−１．１Ｎｉ−１３〜１６Ｃｒ−２Ｍｏ−０．０９Ｎ系材料のねじの素材中心部のフェライト量と頭飛び（ねじ込み時の衝撃およびその後の遅れ破壊による）発生率の関係を示す。
フェライト量が１０％以上になると頭飛び発生率が急激に上昇する。そのため、素材中心部のフェライト量を１０％未満に限定した。好ましくは５％以下である。ここで、素材中心部の残部はマルテンサイト相またはマルテンサイト＋オーステナイト相である。
【００１４】
次に、表層の組織を限定した理由について述べる。
最外表面から少なくとも１μｍ以上の深さの組織がマルテンサイト単相であると靭性および耐遅れ破壊性が劣化する。従って、靭性及び耐遅れ破壊性を向上させるため、マルテンサイト組織に加え、３％以上のオーステナイト組織を含有することにした。
【００１５】
図２に、図１と同じ成分系材料のねじの素材表層のオーステナイト量と頭飛び（ねじ込み時の衝撃およびその後の遅れ破壊による）発生率の関係を示す。表層のオーステナイト量が３％以上で頭飛びの発生率が急激に上昇している。しかしながら、オーステナイト組織が２０％を超えて含有すると、表面の硬さが軟化し、表面の強度が劣化する。そのため、表層のオーステナイト相の含有率を２０％以下に限定した。好ましくは５％〜１５％である。
本発明例では窒化により表面改質を実施しているが、本発明では浸炭や表面めっき（＋合金化処理）等、その他の表面改質による効果も含まれる。
【００１６】
次に、請求項２記載の組織の限定理由について述べる。
素材中心部に１０％以上のフェライトが存在する場合、Ｃが０．０６％以上添加されると、フェライト界面にＣｒ炭窒化物が析出し、靭性及び耐遅れ破壊性が劣化する。そのため０．０６％未満に限定した。好ましくは０．０２〜０．０５％である。
【００１７】
次に、素材中心部のフェライト組織の限定理由について述べる。
素材中心部の組織が１０〜８０％のフェライトとマルテンサイトの混合組織であると、９５０℃〜１１００℃での窒化時の結晶粒径が３０μｍ以下と微細になり、粒界拡散により窒化が促進され、素材中心部の強度が低い状態で、表面強度を効率的にあげることができ、且つ、最外表面から少なくとも１μｍの深さでマルテンサイト＋オーステナイトの２相組織にすることができ、靭性および耐遅れ破壊性が向上する。
そのため、必要に応じて、素材中心部の組織を１０〜８０％のフェライト組織にすることとした。好ましくは２０〜６０％のフェライト組織である。ここで、素材中心部の残部の組織はマルテンサイト相、またはマルテンサイト＋オーステナイト相である。
【００１８】
次に、請求項３記載の組織の限定理由について述べる。
素材の靱性を更に高めるために、必要に応じてＢを０．００１％以上添加する。しかしながら、０．００５％を超えて添加するとボライドを生成し、逆に靱性を低下させる。そのため上限を０．００５％に限定した。好ましくは０．００１５〜０．００４％である。
【００１９】
【実施例】
以下に本発明の実施例について説明する。
表１に、本発明適用鋼Ａ〜Ｉ、Ｔ〜Ｗ、ＡＢ，ＡＣ，比較鋼Ｊ〜Ｓ，Ｘ〜Ｚ，ＡＡ、ＡＤ、ＡＥの化学成分を示す。
【００２０】
【表１】
本発明適用鋼Ａ〜Ｄと比較鋼Ｊ〜Ｏは請求項１の実施例に関し、０．２Ｓｉ−１３Ｃｒ−２Ｍｏを基本成分として、表面の組織および靭性，遅れ破壊性に影響を及ぼすＣ量（％），Ｍｎ量（％），Ｎｉ量（％），Ｎ量（％）を変化させたものである。
【００２２】
本発明適用鋼Ｅ，Ｆと比較鋼Ｐは請求項１の実施例に関し、０．１６Ｃ−０．３Ｍｎ−１．１Ｎｉ−１３Ｃｒ−２Ｍｏ−０．０９Ｎを基本成分として、靭性，冷間加工性に影響を及ぼすＳｉ量（％）を変化させたものである。
【００２３】
本発明適用鋼Ｇ〜Ｉと比較鋼Ｑ〜Ｓは請求項１の実施例に関し、０．１６Ｃ−０．２Ｓｉ−１．２Ｎｉ−０．０８Ｎを基本成分として、表面の組織および靭性，遅れ破壊性に影響を及ぼすＣｒ量（％），Ｍｏ量（％）を変化させたものである。
【００２４】
本発明適用鋼Ｔ〜Ｗと比較鋼Ｘ〜Ｚ，ＡＡは請求項２の実施例に関し、０．２Ｓｉ−０．４Ｍｎ−１３Ｃｒ−２Ｍｏを基本成分として、組織，強度，靭性，耐遅れ破壊性に影響を及ぼすＣ量（％），Ｎｉ量（％），Ｎ量（％）を変化させたものである。
【００２５】
本発明適用鋼Ｂ、ＡＢと比較鋼ＡＤは請求項３の実施例に関し、０．１６Ｃ−０．３Ｓｉ−０．３Ｍｎ−１．０Ｎｉ−１３．１Ｃｒ−２．１Ｍｏ−０．０８Ｎを基本成分として、靱性に影響を与えるＢ量（％）を変化させたものである。
本発明適用鋼Ｕ、ＡＣと比較鋼ＡＥは請求項３の実施例に関し、０．０２Ｃ−０．２Ｓｉ−０．３Ｍｎ−１．１Ｎｉ−１３Ｃｒ−２．１Ｍｏ−０．０８Ｎを基本成分として、靱性に影響を与えるＢ量（％）を変化させたものである。
【００２６】
これらの鋼は通常のステンレス線材の製造工程でφ５．５mmまで線材圧延を行い、１０００℃で熱延を終了した。得られた熱延材をバッチ炉で軟化焼鈍及び酸洗を行い、Φ３．９mmまで冷間伸線加工し、その後、バッチ炉で軟化焼鈍および酸洗を行い、引き続きΦ３．８５mmまで冷間伸線加工を行い、切り刃先形状のドリリングタッピンねじに冷間加工を施した。
その後、真空引き後、１気圧の窒素雰囲気に置換した炉において１０３０℃で１００分の窒化処理を行い、窒素冷却により焼入れ処理を行い、２００℃で焼戻し処理を行った。その後、ねじ込み性（強度の代表値），靭性，遅れ破壊特性，素材中心部のフェライト量，最外表面のオーステナイト量を評価した。
【００２７】
ねじ込み性は、厚さ１．６mmのＳＳ４００鋼板に荷重１８kg，２５００rpm の回転数で１０本のねじでねじ込み試験を行い、第１ねじ山がねじ込まれるまでの時間で評価した。平均で３．５秒以内であれば、ねじ込み性（強度）は○、３．５秒超であれば×と評価した。本発明例のねじ込み性（強度）はいずれも○であった。
【００２８】
靭性は、厚さ５mmのＳＳ４００鋼板に荷重２７kg，２５００rpm の回転数で回転数を落とすことなく、５本のねじを完全にねじ込み、衝撃を与え、ねじ頭が飛ぶか否かで評価した。頭飛びが発生しなかった場合は○，１本でも頭飛びが生じた場合は×と評価した。本発明例の靭性（頭飛び）はいずれも○であった。
【００２９】
遅れ破壊試験は、厚さ５mmのＳＳ４００鋼板にステンレス座金をつけた５本のねじで完全にねじ込みを行い、その後、２００kg−cmのトルクをかけてねじ込み、塩水噴霧試験（５％ＮａＣｌ，３５℃，４８ｈ）を実施し、その後、ねじ頭が飛ぶか否かで評価した。頭飛びが発生しなかった場合は○，１本でも頭飛びが生じた場合は×と評価した。本発明例の遅れ破壊性（頭飛び）はいずれも○であった。
【００３０】
素材中心部のフェライト量は、ねじの縦断面を鏡面研磨し、村上エッチにてフェライトに着色し、その後、画像解析により面積率より求めた。本発明例は請求項１のフェライト量は１０％未満、請求項２のフェライト量は１０〜８０％であった。
【００３１】
最外表面のオーステナイト量は、Ｘ線回折によりオーステナイトとフェライトの（２００）のピーク強度比より算出した。本発明例の最外表面のオーステナイト量は３〜２０％であった。
【００３２】
表２に、請求項１の本発明適用鋼の評価結果を示す。本発明例はいずれも素材中心部のフェライト量が１０％未満で、表層のオーステナイト量が３〜２０％であり、ねじ込み性（強度），靱性，耐遅れ破壊性に優れている。
同表に、請求項１の本発明適用鋼の特性評価結果を併せて示す。前述したように、本発明例 No.１〜９は素材中心部のフェライト量が１０％未満で、最外面のオーステナイト量が３〜２０％であり、ねじ込み性，靭性（頭飛び），遅れ破壊性に優れている。
【００３３】
【表２】
表３に、請求項１の比較鋼の評価結果を示す。
比較例 No.１０はＣ量が低いため、ねじ込み性に劣っていた。
比較例 No.１１はＣ量が高いため、靭性（頭飛び），遅れ破壊性に劣っていた。
比較例 No.１２はＭｎ量が低く、窒化が促進されなかったため、最外表面のオーステナイト量が３％未満と低く、ねじ込み性，靭性（頭飛び），遅れ破壊性に劣っていた。
比較例 No.１３，１４はＭｎ量またはＮｉ量が高く、最外表面のオーステナイト量が２０％以上であり、ねじ込み性に劣っていた。
比較例 No.１５はＮ量が高く、鋳造段階でブローホールが発生したため、製造性に著しく劣っていた。そのため、ねじまで製造ができなかった。
比較例 No.１６はＳｉ量が高く、靭性（頭飛び），遅れ破壊性に劣っていた。比較例 No.１７はＣｒ量が低く、最外表面のオーステナイト量が３％未満であり、靭性（頭飛び），遅れ破壊性に劣っていた。
比較例 No.１８，１９はＣｒ量、またはＭｏ量が高く、素材中心部のフェライト量が１０％を超え、靭性（頭飛び），遅れ破壊性に劣っていた。
【００３５】
【表３】
次に、請求項２の特性評価結果について記述する。
表４に、請求項２の本発明例の特性評価結果を示す。前述したように、本発明例 No.２０〜２３は素材中心部のフェライト量が１０％〜８０％で、最外面のオーステナイト量が３〜２０％であり、ねじ込み性，靭性（頭飛び），遅れ破壊性に優れている。
【００３７】
【表４】
表５に、請求項２の比較例の特性評価結果を示す。
比較例 No.２４はＣ量が高いため、靭性（頭飛び），遅れ破壊性に劣っていた。
比較例 No.２５はＣ量が低いため、ねじ込み性に劣っていた。
比較例 No.２６は素材中心部のフェライト量が８０％を超えており、ねじ込み性に劣っていた。
比較例 No.２７は素材中心部のフェライト量が１０％未満であり、ねじ込み性に劣っていた。
【００３９】
【表５】
表６に、請求項３の実施例の評価結果を示す。
本発明例 No.２８，２９はねじ込み性，靱性（頭飛び），遅れ破壊性に優れていた。
一方、比較例 No.３０，３１はＢ量が０．００５％を超えており、靱性（頭飛び），遅れ破壊性に劣っていた。
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６】
【発明の効果】
以上の説明から明らかなように、本発明により、建築・建材等用の、特に耐遅れ破壊性と靭性を向上させえた高強度・高耐食性ステンレス鋼、例えばステンレスタンピンねじを安価に、且つ安定して提供することが可能であり、産業上極めて有用である。
【図面の簡単な説明】
【図１】ねじ素材中心部のフェライト量と頭飛び（ねじ込み時の衝撃およびその後の遅れ破壊による）発生率の関係を示す図。
【図２】表層のオーステナイト量と頭飛び（ねじ込み時の衝撃およびその後の遅れ破壊による）発生率の関係を示す図。
Claims (3)
- 質量％で、
Ｃ ：０．０６〜０．２％、
Ｓｉ：０．０５〜１．０％、
Ｍｎ：０．１〜２．０％、
Ｎｉ：０．１〜３．０％、
Ｃｒ：１１．０〜１６．０％、
Ｎ ：０．０１〜０．１５％、
Ｍｏ：０．０１〜３．０％
を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、素材の中心部において１０％未満のフェライト相と、残部はマルテンサイト相またはマルテンサイト＋オーステナイト相を有し、最外表面から少なくとも１μｍの深さの表層部がマルテンサイトと３〜２０％のオーステナイトの混合組織を有していることを特徴とする耐遅れ破壊性に優れた高強度・高靭性ステンレス鋼。 - 質量％で、
Ｃ ：０．０１％以上、０．０６％未満、
Ｓｉ：０．０５〜１．０％、
Ｍｎ：０．１〜２．０％、
Ｎｉ：０．１〜３．０％、
Ｃｒ：１１．０〜１６．０％、
Ｎ ：０．０１〜０．１５％、
Ｍｏ：０．０１〜３．０％
を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、素材の中心部において１０〜８０％のフェライト相と、残部はマルテンサイト相またはマルテンサイト＋オーステナイト相を有し、最外表面から少なくとも１μｍの深さの表層部がマルテンサイトと３〜２０％のオーステナイトの混合組織を有していることを特徴とする耐遅れ破壊性に優れた高強度・高靭性ステンレス鋼。 - 質量％で、さらに
Ｂ ：０．００１〜０．００５％
を含有することを特徴とする請求項１または２記載の耐遅れ破壊性に優れた高強度・高靱性ステンレス鋼。
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