JP4502519B2 - マルテンサイト系快削ステンレス鋼 - Google Patents
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、マルテンサイト系快削ステンレス鋼に係わり、快削性元素として、Ｐｂ，Ｓｅ，Ｔｅ等の有害元素を含有せず、耐食性，冷間加工性，被削性に優れた環境に優しいマルテンサイト系快削ステンレス鋼に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
従来、マルテンサイト系快削ステンレス鋼にＳＵＳ４１６，ＳＵＳ４２０Ｆ等の硫化物系の快削鋼が使用されてきたが、耐食性，冷間加工性，または被削性等の特性向上の要求が高かった。
そのため、近年、該鋼に快削元素としてＰｂ，Ｓｅ，Ｔｅを添加して対応してきた。例えば、Ｓに加えＴｅを添加して硫化物の形態を球状に制御して冷間鍛造性を向上させることが提案されている（特開昭５４−５９７１２号公報）。また、低Ｃのマルテンサイト系ステンレス鋼にＰｂ，Ｔｅ，Ｓｅ，Ｂｉ等の快削元素を添加した冷間加工性に優れる快削鋼が提案されている（特開平１−００８２５８号公報）。
【０００３】
しかしながら、最近Ｐｂ等の毒性の強い快削元素は、近年の環境問題から規制される動きが強くなっており、製造できなくなりつつある。
このように従来のステンレス鋼では、Ｐｂ，Ｔｅ等の毒性の強い元素を使用せずに、熱間製造性を損なうことなく冷間鍛造性，耐食性，被削性等の特性を向上させた、環境親和性に優れたマルテンサイト系快削ステンレス鋼はあまり提案されていない。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、上記のような従来技術の欠点を解消するためになされたものであって、Ｐｂ等の毒性の強い元素を使用せずに、熱間製造性を損なうことなく冷間鍛造性，耐食性，被削性の特性を向上させた、環境に優しいマルテンサイト系快削ステンレス鋼を安価に提供することを目的としたものである。
【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者らは、マルテンサイト系ステンレス鋼に快削元素として、熱間製造性，耐食性，冷間加工性を低下させずに被削性を向上させるＳｎを添加し、またＳｉ，Ｏ，Ｃａ，Ａｌ，Ｓ，Ｂｉ量を制御することで更に被削性を向上させ、またＢｉ，Ｓ等の添加を制限することで、Ｐｂ等の毒性の強い元素を使用せずに冷間加工性，耐食性を改善できることを見出し、本発明をなしたものである。
【０００６】
すなわち、本発明の要旨とするところは以下の通りである。
（１） 質量％で、
Ｃ ：０．０５〜０．４０％、 Ｍｎ：０．０５〜３．０％、
Ｐ ：０．０１〜０．１％、 Ｃｒ：１０〜１７％、
Ｓｎ：０．０３〜０．３％ Ｎ ：０．００５〜０．１０％、
Ｓ ：０．０５％超〜０．４％、 Ｓｉ：０．０５〜０．５％、
Ｎｉ：０．０５〜１．０％、 Ｃｕ：０．０５〜２．５％、
Ｍｏ：０．０５〜３．０％
を含有し、残部がＦｅ及び不可避的成分からなることを特徴とするマルテンサイト系快削ステンレス鋼。
（２） 質量％で、
Ｃ ：０．０５〜０．１５％、 Ｍｎ：０．０５〜３．０％、
Ｐ ：０．０１〜０．１％、 Ｓ ：０．０００５〜０．０５％、
Ｃｒ：１０〜１７％、 Ｓｎ：０．０３〜０．３％、
Ｎ ：０．００５〜０．１０％、 Ｓｉ：０．０５〜０．５％、
Ｎｉ：０．０５〜１．０％、 Ｃｕ：０．０５〜２．５％、
Ｍｏ：０．０５〜３．０％
を含有し、残部がＦｅ及び不可避的成分からなることを特徴とするマルテンサイト系快削ステンレス鋼。
【０００７】
（３） 質量％で、さらに
Ａｌ：０．０１％以下、 Ｏ ：０．００５〜０．０１５％
を含有することを特徴とする前記（１）または（２）に記載のマルテンサイト系快削ステンレス鋼。
（４） 質量％で、さらに
Ｂ ：０．０００５〜０．０２％、 Ｃａ：０．０００５〜０．０２％、
Ｂｉ：０．００５〜０．２０％
の１種または２種以上を含有することを特徴とする前記（１）〜（３）のいずれか１項に記載のマルテンサイト系快削ステンレス鋼。
【０００８】
（５） 質量％で、さらに
Ｃｏ：０．０５〜１．０％以下を含有することを特徴とする前記（１）〜（４）のいずれか１項に記載のマルテンサイト系快削ステンレス鋼。
（６） 質量％で、さらに
Ｎｂ：０．０５〜０．３％、 Ｖ ：０．０５〜０．３％、
Ｗ ：０．０５〜０．３％、 Ｔａ：０．０５〜０．３％、
Ｚｒ：０．００５〜０．３％
の１種または２種以上を含有することを特徴とする前記（１）〜（５）のいずれか１項に記載のマルテンサイト系快削ステンレス鋼。
（７） 質量％で、さらに
ＲＥＭ：０．０００５〜０．２％、 Ｔｉ：０．０１〜０．３％、
Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％
の１種または２種以上を含有することを特徴とする前記（１）から（６）のいずれか１項に記載のマルテンサイト系快削ステンレス鋼。
ここでＲＥＭとは、Ｌａ，Ｃｅ，Ｙ等の希土類元素をいう。
【０００９】
【発明の実施の形態】
以下に、請求項１、２の本発明鋼の成分範囲について、限定理由を述べる。
Ｃは、マルテンサイト組織を得てマトリックスの強度を高めるため０．０５％以上添加するが、過度な添加は被削性を劣化させるため、上限を０．４０％とした。好ましくは０．３５％以下である。
【００１０】
Ｍｎは、Ｓと硫化物をつくり被削性を向上させる元素であるため、０．０５％以上添加する。しかしながら３％超添加するとその効果は飽和するし、逆に切削性が劣化する。そのため上限を３％に限定した。更に、耐食性を向上させるには、好ましくは０．８％以下である。
【００１１】
Ｐは被削性の向上に有効な元素であり、０．０１％以上添加するが、製造性，冷間加工性および耐食性を劣化させるため、上限を０．１％とした。好ましくは０．０１〜０．０４％である。
【００１２】
Ｃｒは耐食性を確保するために１０％以上添加する。しかしながら、１７％を超えて添加するとマルテンサイト組織を得難くなる。そのため上限を１７％とした。好ましくは１１．０〜１５．０％である。
【００１３】
Ｓｎはマルテンサイト系ステンレス鋼において軟化焼鈍で粒界偏析する元素であり、熱間製造性，冷間鍛造性，耐食性を劣化させずに被削性を向上させる元素である。そのために０．０３％以上添加する。しかしながら、０．３％を超えて添加すると熱間製造性や被削性が劣化する。そのため上限を０．３％とした。
図１に１２Ｃｒ−０．１Ｃ−０．０５Ｂｉ系の材料にＳｎを添加した材料（４mm厚さ）のドリル穴開け時間を示す。Ｓｎを０．０３〜０．３％までは２５秒以内にドリルが貫通しており、その効果が大きい。好ましくは０．０５〜０．２０％である。
【００１４】
Ｎは製品の強度を確保するため、０．００５％以上添加するが、添加し過ぎると軟化焼鈍時のマトリックスの強度を高め、冷間鍛造性および被削性を劣化させるため上限を０．１０％とした。好ましくは０．００５〜０．０６％である。
【００１５】
なお、Ｃは、マルテンサイト組織を得てマトリックスの強度を高めるため０．０５％以上添加するが、０．１５％超の添加は冷間鍛造性を劣化させるため、冷間鍛造を実施する時の上限を０．１５％とした。好ましくは０．１２％以下である。
【００１６】
Ｓは快削元素であるが、マトリックス中でＭｎやＣｒの硫化物を形成し、そのノッチ効果のため冷間鍛造性を劣化させる。そのため、冷間鍛造性を実施する時（請求項２）の上限は０．０５％とした。好ましくは０．０３％以下である。また冷間鍛造性を実施せず、切削性を重視する時（請求項１）は、Ｓを０．０５％超添加する。しかしながら、０．４％超添加するとその効果は飽和するし、熱間製造性が著しく劣化する。そのため上限を０．４％とした。好ましくは０．３５％以下である。
【００１７】
Ｓｉは脱酸元素として必要なため０．０５％以上添加する。しかしながら、０．５％を超えて添加すると凝固時の脱酸生成物が低融点のＭｎＯ−ＳｉＯ２系リッチとなり、それを核として晶出する非金属介在物も微細分散する。０．５％以下であれば、凝固時の脱酸生成物が比較的高融点で粗大なＭｎＯ−Ｃｒ２Ｏ３系リッチとなり、それを核として晶出する非金属介在物も粗く分散する。その結果、被削性が向上する。そのため上限を０．５％とした。好ましくは０．０５〜０．３％である。尚、非金属介在物の粗大分散には、後述するが、Ｏを０．００５％以上とする必要である。
Ｎｉはマトリックスの靱性を高めるため、０．０５％以上添加するが、過剰に添加し過ぎると硬度が高くなり被削性が劣化するため、上限を１％とした。
Ｃｕは被削性元素であるため、０．０５％以上添加するが、過剰に添加しすぎると硬さが高くなり、被削性が逆に低下する。そのため上限を２．５％とした。
Ｍｏは鋼の耐食性を向上させるため、０．０５％以上添加するが、過剰に添加すると経済的でないばかりか、被削性が逆に低下する。そのため上限を３．０％とした。好ましくは２．５％以下である。
【００１８】
Ａｌは０．０１％を超えて添加された場合、硬質なＡｌ系の酸化物を主に形成し、被削性を劣化させる。そのため上限を０．０１％に限定した。好ましくは０．００５％以下である。
【００１９】
Ｏは前述しているように凝固時の脱酸生成物を粗大なＭｎＯ−Ｃｒ2 Ｏ3 系リッチにすることで被削性を向上させるために、０．００５％以上添加する。但し、０．０１５％を超えて添加すると逆に硬質な酸化物の割合が増え、被削性が低下する。そのため上限を０．０１５％とした。好ましくは０．００５〜０．０１２％である。
【００２０】
次に、請求項４の本発明の成分について、限定理由を述べる。
Ｂは熱間加工性の向上のために必要に応じて０．０００５％添加する。しかしながら、０．０２％を超えて添加すると粗大なボライドが生成し、逆に熱間加工性や耐食性を劣化させる。そのため上限を０．０２％とした。好ましくは０．０１％以下である。
【００２１】
Ｃａは凝固時の硫化物の形態を均一に分散させ、被削性および熱間製造性を向上させ、また、Ｓ快削鋼の耐食性を向上させる目的で、必要に応じて０．０００５％以上添加する。しかしながら、０．０２％を超えて添加するとその効果は飽和するし、逆に粗大な介在物が増加して耐食性が劣化するし、不経済である。そのため上限を０．０２％とした。好ましくは０．００８％以下である。
【００２２】
Ｂｉは被削性を向上させるため、必要に応じて０．００５％以上添加する。しかしながら、０．２０％を超えて添加すると熱間加工性を著しく劣化させる。そのため上限を０．２０％とした。好ましくは０．１５％以下である。
【００２３】
次に、請求項５の本発明の成分について、限定理由を述べる。
Ｃｏはマトリックスの靱性を高めるため、必要に応じてそれぞれ０．０５％以上添加するが、過剰に添加し過ぎると硬度が高くなり被削性が劣化するため、上限を１％とした。
【００２６】
次に、請求項６の本発明の成分について、限定理由を述べる。
Ｎｂ，Ｖ，Ｗ，Ｔａは炭窒化物の生成により旧オーステナイト粒を微細化させ、靱性を高めるため、必要に応じてそれぞれ０．０５％以上添加するが、過剰な添加は強度を高め、被削性を劣化させる。そのため上限をそれぞれ０．３％とした。好ましくは０．１５％以下である。
Ｚｒは炭窒化物の生成に加え、硫化物を均一に微細分散させて被削性および冷間加工性を向上させるため、必要に応じて０．００５％以上添加するが、過剰な添加は強度を高め、被削性を劣化させる。そのため上限を０．３％とした。好ましくは０．１５％以下である。
【００２７】
次に、請求項７の本発明の成分について、限定理由を述べる。
ＲＥＭ（Ｌａ，Ｃｅ，Ｙ等の希土類元素）は熱間加工性の劣化を防止するのに有効な元素である。その効果を得るには必要に応じて０．０００５％以上が必要であるが、多量に添加するとかえって熱間加工性を低下させるため、上限を０．２％とした。好ましくは０．１％以下である。
【００２８】
Ｔｉは鋼の耐食性を向上させ、また、Ｍｇと同時に添加すると鋳片の組織を微細化させ、熱間加工性を向上させるのに有効な元素である。その効果を得るには必要に応じて０．０１％以上が必要であるが、多量に添加すると粗大な硬質介在物を生成させ、被削性を劣化させるため、上限を０．３％とした。好ましくは０．１５％以下である。
【００２９】
Ｍｇは鋼の熱間加工性を向上させ、特にＴｉの共存でその効果が大きくなる。その効果を得るには必要に応じて０．０００５％以上が必要であるが、多量に添加すると粗大な硬質介在物を生成させ、被削性を劣化させるため、上限を０．０１％とした。好ましくは０．００５％以下である。
【００３０】
【実施例】
表１，表２に示す化学成分の供試材を真空溶解し、５０ｋｇ鋼塊を作製した。表１は、Ｓが０．０５％以下で冷間鍛造と切削性が要求される場合、表２は、Ｓが０．０５％超で切削性のみが要求される場合の化学成分を示す。これらの鋼塊を熱間鍛造および熱間圧延を行い、２１mmφの棒鋼にした。その後、８５０℃で焼鈍を行い、ピーリング加工およびセンタレス加工により、２０mmφの棒鋼に仕上げた。
【００３１】
評価は、Ｓが０．０５％未満で冷間鍛造性と切削性の両特性が要求される場合と、Ｓが０．０５％以上で切削性のみが要求される場合に分けた。
冷間鍛造性と切削性の両特性が要求される場合、すわなちＳが０．０５％以下の場合（成分：表１）、切削性，冷間鍛造性，熱間製造性を評価した。
【００３２】
切削性は、この棒鋼を表３に示す条件で切削試験を行い、被削性を評価した。なお、被削性の評価は工具寿命と切屑形状で行った。工具寿命はフランク摩耗量で評価し、３０min 後のフランク摩耗量が５０μｍ以下であれば工具寿命は○、５０μｍ超の場合は×と評価した。また、切屑形状は規則的にカール状に分断されていれば○，不規則な形の連続切屑の場合は×と評価した。本発明鋼の切屑処理性は○であった。
【００３３】
熱間製造性は上記鋳片表層から、試験片（φ８mm×１１０mm）を切り出し、サーモレスター試験によって熱間加工性を評価した。評価は１０００℃における破断絞り値で行い、その時の絞り値が６０％以上であれば熱間加工性は○、６０％未満の場合は×と評価した。本発明鋼の熱間加工性は全て○であった。
【００３４】
冷間鍛造性は、上記棒鋼から０．５mmＶノッチを入れたφ１０mm×２０mm試験片を切り出し、１mm/secのスピードで圧縮試験を行い、割れが発生する圧縮加工率（限界圧縮率）にて評価した。限界圧縮率が６０％以上であれば冷間加工性を○とし、６０％未満なら×と評価した。本発明の冷間加工性は全て○であった。
【００３５】
これらの試験結果をまとめて表４に示す。
本発明鋼のＮｏ．１〜３７は、マルテンサイト系ステンレス鋼にＳｎ，Ｂｉ等を適用添加することによって、Ｐｂ等の毒性の強い元素を使わなくても、冷間鍛造性，切屑処理性，工具寿命，熱間製造性の全てに優れている。
【００３６】
これに対して、比較鋼の No.３８〜６１では、いずれも次のような欠点が見られた。
比較鋼の No.３８では、Ｓｎ量（％）が低いため切削時の工具寿命と切屑処性に劣っている。比較鋼３９のでは、Ｓｎ量（％）が高いため素材が硬くなり、切削時の工具寿命に劣り、また、熱間製造性にも劣る。比較鋼の No.４０，４１では、Ｃ量（％）およびＮ量（％）が高いため冷間鍛造性および工具寿命に劣っている。比較鋼の No.４２では、Ｍｎ量（％）が高いため冷間鍛造性と工具寿命に劣っている。
【００３７】
比較鋼の No.４３では、Ｐ量（％）が高いため冷間鍛造性と熱間加工性に劣っている。比較鋼の No.４４では、Ｓ量（％）が高いため冷間鍛造性に劣っている。比較鋼の No.４５では、Ｃｒ量（％）が低いため耐食性に劣る。一方、比較鋼 No.４６では、Ｃｒ量（％）が高いため、マルテンサイト組織が得られない。比較鋼の No.４７では、Ｎｉ量（％）が高いため冷間鍛造性に劣っている。比較鋼の No.４８，４９，５０では、Ｍｏ量（％），Ｃｕ量（％），Ｃｏ量（％）がいずれも本発明範囲を超えているため、冷間鍛造性および工具寿命に劣る。比較鋼の No.５１では、Ｂ量（％）が高いため熱間加工性に劣る。
【００３８】
比較鋼の No.５２では、Ｃａ量（％）が高いため耐食性に劣るばかりか、不経済である。比較鋼の No.５３では、Ｂｉ量（％）が高いため冷間鍛造性および熱間加工性に劣る。比較鋼の No.５４〜５８では、Ｎｂ量（％），Ｖ量（％），Ｗ量（％），Ｔａ量（％），Ｚｒ量（％）がいずれも本発明の範囲を超えているため、冷間鍛造性および工具寿命に劣る。比較例の No.５９では、Ｙ量（％）が高いため、熱間加工性に劣る。比較例の No.６０では、Ｔｉ量（％）が高いため、冷間鍛造性および工具寿命に劣る。比較例の No.６１では、Ｍｇ量（％）が高いため、工具寿命に劣る。
【００３９】
次に切削性のみが要求される場合、すわなち、Ｓが０．０５％超の場合、切削性，熱間加工性を評価した。切削性は、棒鋼を表２に示す条件で切削試験を行い、工具寿命と切屑形状で行った。工具寿命はフランク摩耗量で評価し、３０min 後のフランク摩耗量が３０μｍ以下であれば工具寿命は○、３０μｍ超の場合は×と評価した。また、切屑形状は規則的にカール状に分断されていれば○，不規則な形の連続切屑の場合は×と評価した。本発明鋼の工具寿命と切屑処理性は共に○であった。
【００４０】
熱間加工性は上記鋳片表層から、試験片（φ８ｍｍ×１１０ｍｍ）を切り出し、サーモレスター試験によって熱間加工性を評価した。評価は１０００℃における破断絞り値で行い、その時の絞り値が６０％以上であれば熱間加工性は○、６０％未満の場合は×と評価した。本発明鋼の熱間加工性は全て○であった。
【００４１】
これらの試験結果を表５に示す。
本発明鋼の No.６２〜７１は、マルテンサイト系ステンレス鋼にＳｎを添加し、更にＳ，Ｐ，Ｂｉ，Ｚｒ等に加え、酸化物制御を施しており、Ｐｂ等の毒性の強い元素を使わなくても切屑処理性，工具寿命，熱間加工性の全てに優れている。但しＳｉ，Ａｌを低めてＯを高めた本発明鋼の No.６２，６７は、Ｓｉ，Ａｌが高くＯが低い本発明鋼の No.６５，６６に比べて工具寿命に優れている。
【００４２】
これに対して比較鋼の No.７２〜７６では、いずれも次のような欠点が見られた。比較鋼の No.７２，７３では、Ｎ量（％）およびＣ量（％）が高いため工具寿命に劣る。比較鋼の No.７４〜７６では、Ｓ，Ｐ，Ｂｉ量（％）がいずれも本発明の範囲を超えているため、熱間加工性に劣る。
【００４３】
【表１】
【００４４】
【表２】
【００４５】
【表３】
【００４６】
【表４】
【００４７】
【表５】
【００４８】
【発明の効果】
本発明は、マルテンサイト系ステンレス鋼にＳｎ等を添加し、また、Ｓ，Ｐ，Ｂｉ等の添加元素を規制し、更には介在物の形態を制御することによって、環境衛生上で問題のあるＰｂ，Ｓｅ，Ｔｅなしに冷間鍛造性，切削性，熱間製造性に優れたマルテンサイト系快削ステンレス鋼を得ることができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】Ｃｒ１２−０．１Ｃ−０．０５Ｂｉ（４mm厚さ）のドリル穴開け時間とＳｎ量の関係を示す図である。
【発明の属する技術分野】
本発明は、マルテンサイト系快削ステンレス鋼に係わり、快削性元素として、Ｐｂ，Ｓｅ，Ｔｅ等の有害元素を含有せず、耐食性，冷間加工性，被削性に優れた環境に優しいマルテンサイト系快削ステンレス鋼に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
従来、マルテンサイト系快削ステンレス鋼にＳＵＳ４１６，ＳＵＳ４２０Ｆ等の硫化物系の快削鋼が使用されてきたが、耐食性，冷間加工性，または被削性等の特性向上の要求が高かった。
そのため、近年、該鋼に快削元素としてＰｂ，Ｓｅ，Ｔｅを添加して対応してきた。例えば、Ｓに加えＴｅを添加して硫化物の形態を球状に制御して冷間鍛造性を向上させることが提案されている（特開昭５４−５９７１２号公報）。また、低Ｃのマルテンサイト系ステンレス鋼にＰｂ，Ｔｅ，Ｓｅ，Ｂｉ等の快削元素を添加した冷間加工性に優れる快削鋼が提案されている（特開平１−００８２５８号公報）。
【０００３】
しかしながら、最近Ｐｂ等の毒性の強い快削元素は、近年の環境問題から規制される動きが強くなっており、製造できなくなりつつある。
このように従来のステンレス鋼では、Ｐｂ，Ｔｅ等の毒性の強い元素を使用せずに、熱間製造性を損なうことなく冷間鍛造性，耐食性，被削性等の特性を向上させた、環境親和性に優れたマルテンサイト系快削ステンレス鋼はあまり提案されていない。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、上記のような従来技術の欠点を解消するためになされたものであって、Ｐｂ等の毒性の強い元素を使用せずに、熱間製造性を損なうことなく冷間鍛造性，耐食性，被削性の特性を向上させた、環境に優しいマルテンサイト系快削ステンレス鋼を安価に提供することを目的としたものである。
【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者らは、マルテンサイト系ステンレス鋼に快削元素として、熱間製造性，耐食性，冷間加工性を低下させずに被削性を向上させるＳｎを添加し、またＳｉ，Ｏ，Ｃａ，Ａｌ，Ｓ，Ｂｉ量を制御することで更に被削性を向上させ、またＢｉ，Ｓ等の添加を制限することで、Ｐｂ等の毒性の強い元素を使用せずに冷間加工性，耐食性を改善できることを見出し、本発明をなしたものである。
【０００６】
すなわち、本発明の要旨とするところは以下の通りである。
（１） 質量％で、
Ｃ ：０．０５〜０．４０％、 Ｍｎ：０．０５〜３．０％、
Ｐ ：０．０１〜０．１％、 Ｃｒ：１０〜１７％、
Ｓｎ：０．０３〜０．３％ Ｎ ：０．００５〜０．１０％、
Ｓ ：０．０５％超〜０．４％、 Ｓｉ：０．０５〜０．５％、
Ｎｉ：０．０５〜１．０％、 Ｃｕ：０．０５〜２．５％、
Ｍｏ：０．０５〜３．０％
を含有し、残部がＦｅ及び不可避的成分からなることを特徴とするマルテンサイト系快削ステンレス鋼。
（２） 質量％で、
Ｃ ：０．０５〜０．１５％、 Ｍｎ：０．０５〜３．０％、
Ｐ ：０．０１〜０．１％、 Ｓ ：０．０００５〜０．０５％、
Ｃｒ：１０〜１７％、 Ｓｎ：０．０３〜０．３％、
Ｎ ：０．００５〜０．１０％、 Ｓｉ：０．０５〜０．５％、
Ｎｉ：０．０５〜１．０％、 Ｃｕ：０．０５〜２．５％、
Ｍｏ：０．０５〜３．０％
を含有し、残部がＦｅ及び不可避的成分からなることを特徴とするマルテンサイト系快削ステンレス鋼。
【０００７】
（３） 質量％で、さらに
Ａｌ：０．０１％以下、 Ｏ ：０．００５〜０．０１５％
を含有することを特徴とする前記（１）または（２）に記載のマルテンサイト系快削ステンレス鋼。
（４） 質量％で、さらに
Ｂ ：０．０００５〜０．０２％、 Ｃａ：０．０００５〜０．０２％、
Ｂｉ：０．００５〜０．２０％
の１種または２種以上を含有することを特徴とする前記（１）〜（３）のいずれか１項に記載のマルテンサイト系快削ステンレス鋼。
【０００８】
（５） 質量％で、さらに
Ｃｏ：０．０５〜１．０％以下を含有することを特徴とする前記（１）〜（４）のいずれか１項に記載のマルテンサイト系快削ステンレス鋼。
（６） 質量％で、さらに
Ｎｂ：０．０５〜０．３％、 Ｖ ：０．０５〜０．３％、
Ｗ ：０．０５〜０．３％、 Ｔａ：０．０５〜０．３％、
Ｚｒ：０．００５〜０．３％
の１種または２種以上を含有することを特徴とする前記（１）〜（５）のいずれか１項に記載のマルテンサイト系快削ステンレス鋼。
（７） 質量％で、さらに
ＲＥＭ：０．０００５〜０．２％、 Ｔｉ：０．０１〜０．３％、
Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％
の１種または２種以上を含有することを特徴とする前記（１）から（６）のいずれか１項に記載のマルテンサイト系快削ステンレス鋼。
ここでＲＥＭとは、Ｌａ，Ｃｅ，Ｙ等の希土類元素をいう。
【０００９】
【発明の実施の形態】
以下に、請求項１、２の本発明鋼の成分範囲について、限定理由を述べる。
Ｃは、マルテンサイト組織を得てマトリックスの強度を高めるため０．０５％以上添加するが、過度な添加は被削性を劣化させるため、上限を０．４０％とした。好ましくは０．３５％以下である。
【００１０】
Ｍｎは、Ｓと硫化物をつくり被削性を向上させる元素であるため、０．０５％以上添加する。しかしながら３％超添加するとその効果は飽和するし、逆に切削性が劣化する。そのため上限を３％に限定した。更に、耐食性を向上させるには、好ましくは０．８％以下である。
【００１１】
Ｐは被削性の向上に有効な元素であり、０．０１％以上添加するが、製造性，冷間加工性および耐食性を劣化させるため、上限を０．１％とした。好ましくは０．０１〜０．０４％である。
【００１２】
Ｃｒは耐食性を確保するために１０％以上添加する。しかしながら、１７％を超えて添加するとマルテンサイト組織を得難くなる。そのため上限を１７％とした。好ましくは１１．０〜１５．０％である。
【００１３】
Ｓｎはマルテンサイト系ステンレス鋼において軟化焼鈍で粒界偏析する元素であり、熱間製造性，冷間鍛造性，耐食性を劣化させずに被削性を向上させる元素である。そのために０．０３％以上添加する。しかしながら、０．３％を超えて添加すると熱間製造性や被削性が劣化する。そのため上限を０．３％とした。
図１に１２Ｃｒ−０．１Ｃ−０．０５Ｂｉ系の材料にＳｎを添加した材料（４mm厚さ）のドリル穴開け時間を示す。Ｓｎを０．０３〜０．３％までは２５秒以内にドリルが貫通しており、その効果が大きい。好ましくは０．０５〜０．２０％である。
【００１４】
Ｎは製品の強度を確保するため、０．００５％以上添加するが、添加し過ぎると軟化焼鈍時のマトリックスの強度を高め、冷間鍛造性および被削性を劣化させるため上限を０．１０％とした。好ましくは０．００５〜０．０６％である。
【００１５】
なお、Ｃは、マルテンサイト組織を得てマトリックスの強度を高めるため０．０５％以上添加するが、０．１５％超の添加は冷間鍛造性を劣化させるため、冷間鍛造を実施する時の上限を０．１５％とした。好ましくは０．１２％以下である。
【００１６】
Ｓは快削元素であるが、マトリックス中でＭｎやＣｒの硫化物を形成し、そのノッチ効果のため冷間鍛造性を劣化させる。そのため、冷間鍛造性を実施する時（請求項２）の上限は０．０５％とした。好ましくは０．０３％以下である。また冷間鍛造性を実施せず、切削性を重視する時（請求項１）は、Ｓを０．０５％超添加する。しかしながら、０．４％超添加するとその効果は飽和するし、熱間製造性が著しく劣化する。そのため上限を０．４％とした。好ましくは０．３５％以下である。
【００１７】
Ｓｉは脱酸元素として必要なため０．０５％以上添加する。しかしながら、０．５％を超えて添加すると凝固時の脱酸生成物が低融点のＭｎＯ−ＳｉＯ２系リッチとなり、それを核として晶出する非金属介在物も微細分散する。０．５％以下であれば、凝固時の脱酸生成物が比較的高融点で粗大なＭｎＯ−Ｃｒ２Ｏ３系リッチとなり、それを核として晶出する非金属介在物も粗く分散する。その結果、被削性が向上する。そのため上限を０．５％とした。好ましくは０．０５〜０．３％である。尚、非金属介在物の粗大分散には、後述するが、Ｏを０．００５％以上とする必要である。
Ｎｉはマトリックスの靱性を高めるため、０．０５％以上添加するが、過剰に添加し過ぎると硬度が高くなり被削性が劣化するため、上限を１％とした。
Ｃｕは被削性元素であるため、０．０５％以上添加するが、過剰に添加しすぎると硬さが高くなり、被削性が逆に低下する。そのため上限を２．５％とした。
Ｍｏは鋼の耐食性を向上させるため、０．０５％以上添加するが、過剰に添加すると経済的でないばかりか、被削性が逆に低下する。そのため上限を３．０％とした。好ましくは２．５％以下である。
【００１８】
Ａｌは０．０１％を超えて添加された場合、硬質なＡｌ系の酸化物を主に形成し、被削性を劣化させる。そのため上限を０．０１％に限定した。好ましくは０．００５％以下である。
【００１９】
Ｏは前述しているように凝固時の脱酸生成物を粗大なＭｎＯ−Ｃｒ2 Ｏ3 系リッチにすることで被削性を向上させるために、０．００５％以上添加する。但し、０．０１５％を超えて添加すると逆に硬質な酸化物の割合が増え、被削性が低下する。そのため上限を０．０１５％とした。好ましくは０．００５〜０．０１２％である。
【００２０】
次に、請求項４の本発明の成分について、限定理由を述べる。
Ｂは熱間加工性の向上のために必要に応じて０．０００５％添加する。しかしながら、０．０２％を超えて添加すると粗大なボライドが生成し、逆に熱間加工性や耐食性を劣化させる。そのため上限を０．０２％とした。好ましくは０．０１％以下である。
【００２１】
Ｃａは凝固時の硫化物の形態を均一に分散させ、被削性および熱間製造性を向上させ、また、Ｓ快削鋼の耐食性を向上させる目的で、必要に応じて０．０００５％以上添加する。しかしながら、０．０２％を超えて添加するとその効果は飽和するし、逆に粗大な介在物が増加して耐食性が劣化するし、不経済である。そのため上限を０．０２％とした。好ましくは０．００８％以下である。
【００２２】
Ｂｉは被削性を向上させるため、必要に応じて０．００５％以上添加する。しかしながら、０．２０％を超えて添加すると熱間加工性を著しく劣化させる。そのため上限を０．２０％とした。好ましくは０．１５％以下である。
【００２３】
次に、請求項５の本発明の成分について、限定理由を述べる。
Ｃｏはマトリックスの靱性を高めるため、必要に応じてそれぞれ０．０５％以上添加するが、過剰に添加し過ぎると硬度が高くなり被削性が劣化するため、上限を１％とした。
【００２６】
次に、請求項６の本発明の成分について、限定理由を述べる。
Ｎｂ，Ｖ，Ｗ，Ｔａは炭窒化物の生成により旧オーステナイト粒を微細化させ、靱性を高めるため、必要に応じてそれぞれ０．０５％以上添加するが、過剰な添加は強度を高め、被削性を劣化させる。そのため上限をそれぞれ０．３％とした。好ましくは０．１５％以下である。
Ｚｒは炭窒化物の生成に加え、硫化物を均一に微細分散させて被削性および冷間加工性を向上させるため、必要に応じて０．００５％以上添加するが、過剰な添加は強度を高め、被削性を劣化させる。そのため上限を０．３％とした。好ましくは０．１５％以下である。
【００２７】
次に、請求項７の本発明の成分について、限定理由を述べる。
ＲＥＭ（Ｌａ，Ｃｅ，Ｙ等の希土類元素）は熱間加工性の劣化を防止するのに有効な元素である。その効果を得るには必要に応じて０．０００５％以上が必要であるが、多量に添加するとかえって熱間加工性を低下させるため、上限を０．２％とした。好ましくは０．１％以下である。
【００２８】
Ｔｉは鋼の耐食性を向上させ、また、Ｍｇと同時に添加すると鋳片の組織を微細化させ、熱間加工性を向上させるのに有効な元素である。その効果を得るには必要に応じて０．０１％以上が必要であるが、多量に添加すると粗大な硬質介在物を生成させ、被削性を劣化させるため、上限を０．３％とした。好ましくは０．１５％以下である。
【００２９】
Ｍｇは鋼の熱間加工性を向上させ、特にＴｉの共存でその効果が大きくなる。その効果を得るには必要に応じて０．０００５％以上が必要であるが、多量に添加すると粗大な硬質介在物を生成させ、被削性を劣化させるため、上限を０．０１％とした。好ましくは０．００５％以下である。
【００３０】
【実施例】
表１，表２に示す化学成分の供試材を真空溶解し、５０ｋｇ鋼塊を作製した。表１は、Ｓが０．０５％以下で冷間鍛造と切削性が要求される場合、表２は、Ｓが０．０５％超で切削性のみが要求される場合の化学成分を示す。これらの鋼塊を熱間鍛造および熱間圧延を行い、２１mmφの棒鋼にした。その後、８５０℃で焼鈍を行い、ピーリング加工およびセンタレス加工により、２０mmφの棒鋼に仕上げた。
【００３１】
評価は、Ｓが０．０５％未満で冷間鍛造性と切削性の両特性が要求される場合と、Ｓが０．０５％以上で切削性のみが要求される場合に分けた。
冷間鍛造性と切削性の両特性が要求される場合、すわなちＳが０．０５％以下の場合（成分：表１）、切削性，冷間鍛造性，熱間製造性を評価した。
【００３２】
切削性は、この棒鋼を表３に示す条件で切削試験を行い、被削性を評価した。なお、被削性の評価は工具寿命と切屑形状で行った。工具寿命はフランク摩耗量で評価し、３０min 後のフランク摩耗量が５０μｍ以下であれば工具寿命は○、５０μｍ超の場合は×と評価した。また、切屑形状は規則的にカール状に分断されていれば○，不規則な形の連続切屑の場合は×と評価した。本発明鋼の切屑処理性は○であった。
【００３３】
熱間製造性は上記鋳片表層から、試験片（φ８mm×１１０mm）を切り出し、サーモレスター試験によって熱間加工性を評価した。評価は１０００℃における破断絞り値で行い、その時の絞り値が６０％以上であれば熱間加工性は○、６０％未満の場合は×と評価した。本発明鋼の熱間加工性は全て○であった。
【００３４】
冷間鍛造性は、上記棒鋼から０．５mmＶノッチを入れたφ１０mm×２０mm試験片を切り出し、１mm/secのスピードで圧縮試験を行い、割れが発生する圧縮加工率（限界圧縮率）にて評価した。限界圧縮率が６０％以上であれば冷間加工性を○とし、６０％未満なら×と評価した。本発明の冷間加工性は全て○であった。
【００３５】
これらの試験結果をまとめて表４に示す。
本発明鋼のＮｏ．１〜３７は、マルテンサイト系ステンレス鋼にＳｎ，Ｂｉ等を適用添加することによって、Ｐｂ等の毒性の強い元素を使わなくても、冷間鍛造性，切屑処理性，工具寿命，熱間製造性の全てに優れている。
【００３６】
これに対して、比較鋼の No.３８〜６１では、いずれも次のような欠点が見られた。
比較鋼の No.３８では、Ｓｎ量（％）が低いため切削時の工具寿命と切屑処性に劣っている。比較鋼３９のでは、Ｓｎ量（％）が高いため素材が硬くなり、切削時の工具寿命に劣り、また、熱間製造性にも劣る。比較鋼の No.４０，４１では、Ｃ量（％）およびＮ量（％）が高いため冷間鍛造性および工具寿命に劣っている。比較鋼の No.４２では、Ｍｎ量（％）が高いため冷間鍛造性と工具寿命に劣っている。
【００３７】
比較鋼の No.４３では、Ｐ量（％）が高いため冷間鍛造性と熱間加工性に劣っている。比較鋼の No.４４では、Ｓ量（％）が高いため冷間鍛造性に劣っている。比較鋼の No.４５では、Ｃｒ量（％）が低いため耐食性に劣る。一方、比較鋼 No.４６では、Ｃｒ量（％）が高いため、マルテンサイト組織が得られない。比較鋼の No.４７では、Ｎｉ量（％）が高いため冷間鍛造性に劣っている。比較鋼の No.４８，４９，５０では、Ｍｏ量（％），Ｃｕ量（％），Ｃｏ量（％）がいずれも本発明範囲を超えているため、冷間鍛造性および工具寿命に劣る。比較鋼の No.５１では、Ｂ量（％）が高いため熱間加工性に劣る。
【００３８】
比較鋼の No.５２では、Ｃａ量（％）が高いため耐食性に劣るばかりか、不経済である。比較鋼の No.５３では、Ｂｉ量（％）が高いため冷間鍛造性および熱間加工性に劣る。比較鋼の No.５４〜５８では、Ｎｂ量（％），Ｖ量（％），Ｗ量（％），Ｔａ量（％），Ｚｒ量（％）がいずれも本発明の範囲を超えているため、冷間鍛造性および工具寿命に劣る。比較例の No.５９では、Ｙ量（％）が高いため、熱間加工性に劣る。比較例の No.６０では、Ｔｉ量（％）が高いため、冷間鍛造性および工具寿命に劣る。比較例の No.６１では、Ｍｇ量（％）が高いため、工具寿命に劣る。
【００３９】
次に切削性のみが要求される場合、すわなち、Ｓが０．０５％超の場合、切削性，熱間加工性を評価した。切削性は、棒鋼を表２に示す条件で切削試験を行い、工具寿命と切屑形状で行った。工具寿命はフランク摩耗量で評価し、３０min 後のフランク摩耗量が３０μｍ以下であれば工具寿命は○、３０μｍ超の場合は×と評価した。また、切屑形状は規則的にカール状に分断されていれば○，不規則な形の連続切屑の場合は×と評価した。本発明鋼の工具寿命と切屑処理性は共に○であった。
【００４０】
熱間加工性は上記鋳片表層から、試験片（φ８ｍｍ×１１０ｍｍ）を切り出し、サーモレスター試験によって熱間加工性を評価した。評価は１０００℃における破断絞り値で行い、その時の絞り値が６０％以上であれば熱間加工性は○、６０％未満の場合は×と評価した。本発明鋼の熱間加工性は全て○であった。
【００４１】
これらの試験結果を表５に示す。
本発明鋼の No.６２〜７１は、マルテンサイト系ステンレス鋼にＳｎを添加し、更にＳ，Ｐ，Ｂｉ，Ｚｒ等に加え、酸化物制御を施しており、Ｐｂ等の毒性の強い元素を使わなくても切屑処理性，工具寿命，熱間加工性の全てに優れている。但しＳｉ，Ａｌを低めてＯを高めた本発明鋼の No.６２，６７は、Ｓｉ，Ａｌが高くＯが低い本発明鋼の No.６５，６６に比べて工具寿命に優れている。
【００４２】
これに対して比較鋼の No.７２〜７６では、いずれも次のような欠点が見られた。比較鋼の No.７２，７３では、Ｎ量（％）およびＣ量（％）が高いため工具寿命に劣る。比較鋼の No.７４〜７６では、Ｓ，Ｐ，Ｂｉ量（％）がいずれも本発明の範囲を超えているため、熱間加工性に劣る。
【００４３】
【表１】
【表２】
【表３】
【表４】
【表５】
【発明の効果】
本発明は、マルテンサイト系ステンレス鋼にＳｎ等を添加し、また、Ｓ，Ｐ，Ｂｉ等の添加元素を規制し、更には介在物の形態を制御することによって、環境衛生上で問題のあるＰｂ，Ｓｅ，Ｔｅなしに冷間鍛造性，切削性，熱間製造性に優れたマルテンサイト系快削ステンレス鋼を得ることができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】Ｃｒ１２−０．１Ｃ−０．０５Ｂｉ（４mm厚さ）のドリル穴開け時間とＳｎ量の関係を示す図である。
Claims (7)
- 質量％で、
Ｃ ：０．０５〜０．４０％、
Ｍｎ：０．０５〜３．０％、
Ｐ ：０．０１〜０．１％、
Ｃｒ：１０〜１７％、
Ｓｎ：０．０３〜０．３％、
Ｎ ：０．００５〜０．１０％、
Ｓ ：０．０５％超〜０．４％、
Ｓｉ：０．０５〜０．５％、
Ｎｉ：０．０５〜１．０％、
Ｃｕ：０．０５〜２．５％、
Ｍｏ：０．０５〜３．０％
を含有し、残部がＦｅ及び不可避的成分からなることを特徴とするマルテンサイト系快削ステンレス鋼。 - 質量％で、
Ｃ ：０．０５〜０．１５％、
Ｍｎ：０．０５〜３．０％、
Ｐ ：０．０１〜０．１％、
Ｓ ：０．０００５〜０．０５％、
Ｃｒ：１０〜１７％、
Ｓｎ：０．０３〜０．３％、
Ｎ ：０．００５〜０．１０％、
Ｓｉ：０．０５〜０．５％、
Ｎｉ：０．０５〜１．０％、
Ｃｕ：０．０５〜２．５％、
Ｍｏ：０．０５〜３．０％
を含有し、残部がＦｅ及び不可避的成分からなることを特徴とするマルテンサイト系快削ステンレス鋼。 - 質量％で、さらに
Ａｌ：０．０１％以下、
Ｏ ：０．００５〜０．０１５％
を含有することを特徴とする請求項１または２に記載のマルテンサイト系快削ステンレス鋼。 - 質量％で、さらに
Ｂ ：０．０００５〜０．０２％、
Ｃａ：０．０００５〜０．０２％、
Ｂｉ：０．００５〜０．２０％
の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載のマルテンサイト系快削ステンレス鋼。 - 質量％で、さらに
Ｃｏ：０．０５〜１．０％以下
を含有することを特徴とする請求項１〜４のいずれか１項に記載のマルテンサイト系快削ステンレス鋼。 - 質量％で、さらに
Ｎｂ：０．０５〜０．３％、
Ｖ ：０．０５〜０．３％、
Ｗ ：０．０５〜０．３％、
Ｔａ：０．０５〜０．３％、
Ｚｒ：０．００５〜０．３％
の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１〜５のいずれか１項に記載のマルテンサイト系快削ステンレス鋼。 - 質量％で、さらに
ＲＥＭ：０．０００５〜０．２％、
Ｔｉ：０．０１〜０．３％、
Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％
の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１〜６のいずれか１項に記載のマルテンサイト系快削ステンレス鋼。
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Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR20200124294A (ko) | 2018-06-13 | 2020-11-02 | 닛테츠 스테인레스 가부시키가이샤 | 마르텐사이트계 s쾌삭 스테인리스강 |
Families Citing this family (12)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP3942934B2 (ja) * | 2002-03-29 | 2007-07-11 | 日新製鋼株式会社 | 形状精度に優れたステンレス鋼成形品の製造方法 |
| JP4272397B2 (ja) * | 2002-09-10 | 2009-06-03 | 日新製鋼株式会社 | 熱間加工性，切削性に優れたマルテンサイト系及びフェライト系ステンレス鋼 |
| JP4833835B2 (ja) | 2004-02-19 | 2011-12-07 | 新日本製鐵株式会社 | バウシンガー効果の発現が小さい鋼管およびその製造方法 |
| JP5335502B2 (ja) * | 2009-03-19 | 2013-11-06 | 新日鐵住金ステンレス株式会社 | 耐食性に優れたマルテンサイト系ステンレス鋼 |
| JP5474615B2 (ja) * | 2010-03-05 | 2014-04-16 | 新日鐵住金ステンレス株式会社 | 鍛造性に優れるマルテンサイト系ステンレス快削鋼棒線 |
| CN102162062A (zh) * | 2011-04-07 | 2011-08-24 | 上海大学 | 一种含锡高氮马氏体不锈钢合金材料及其制造方法 |
| JP6120303B2 (ja) * | 2011-11-11 | 2017-04-26 | 山陽特殊製鋼株式会社 | 複相介在物を有する快削ステンレス鋼 |
| RU2503737C1 (ru) * | 2012-08-06 | 2014-01-10 | Закрытое акционерное общество "Омутнинский металлургический завод" | Автоматные висмутсодержащие стали |
| KR101930860B1 (ko) * | 2013-03-19 | 2018-12-19 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 스테인리스 열연 강판 |
| WO2015022932A1 (ja) * | 2013-08-12 | 2015-02-19 | 新日鐵住金ステンレス株式会社 | 耐摩耗性と耐食性に優れるマルテンサイト系ステンレス鋼及びその製造方法 |
| JP6079841B2 (ja) * | 2015-09-03 | 2017-02-15 | 新日鐵住金株式会社 | 耐食性に優れた鋼材 |
| JP2020152992A (ja) * | 2019-03-22 | 2020-09-24 | 日鉄ステンレス株式会社 | ステンレス鋼板、ダイクエンチ部材、およびダイクエンチ部材の製造方法 |
Citations (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5220922A (en) * | 1975-07-05 | 1977-02-17 | Daido Steel Co Ltd | Free cutting ferrite stainless steel |
| JPS62278252A (ja) * | 1986-05-28 | 1987-12-03 | Daido Steel Co Ltd | オ−ステナイト系ステンレス快削鋼 |
| JPS63210261A (ja) * | 1987-02-27 | 1988-08-31 | Daido Steel Co Ltd | マルテンサイト系快削ステンレス鋼 |
| JPS63274745A (ja) * | 1987-04-30 | 1988-11-11 | Sanyo Electric Co Ltd | 耐食性および被削性を改善したＮｉ−Ｃｒ系ステンレス鋼 |
| JPH08104950A (ja) * | 1994-10-04 | 1996-04-23 | Nippon Yakin Kogyo Co Ltd | 連続鋳造性に優れるフェライト系ステンレス鋼およびその製造方法 |
| JPH1192872A (ja) * | 1997-09-12 | 1999-04-06 | Nippon Steel Corp | 表面性状に優れたフェライト系ステンレス鋼及びその製造方法 |
| JP2000169943A (ja) * | 1998-12-04 | 2000-06-20 | Nippon Steel Corp | 高温強度に優れたフェライト系ステンレス鋼及びその製造方法 |
| JP2000169942A (ja) * | 1998-12-03 | 2000-06-20 | Daido Steel Co Ltd | 耐アウトガス性および耐食性に優れた快削マルテンサイト系ステンレス鋼およびステンレス鋼部品の加工方法 |
Family Cites Families (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6442557A (en) * | 1987-08-07 | 1989-02-14 | Kawasaki Steel Co | Mild ferritic stainless steel having superior machinability |
-
2001
- 2001-01-15 JP JP2001006389A patent/JP4502519B2/ja not_active Expired - Fee Related
Patent Citations (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5220922A (en) * | 1975-07-05 | 1977-02-17 | Daido Steel Co Ltd | Free cutting ferrite stainless steel |
| JPS62278252A (ja) * | 1986-05-28 | 1987-12-03 | Daido Steel Co Ltd | オ−ステナイト系ステンレス快削鋼 |
| JPS63210261A (ja) * | 1987-02-27 | 1988-08-31 | Daido Steel Co Ltd | マルテンサイト系快削ステンレス鋼 |
| JPS63274745A (ja) * | 1987-04-30 | 1988-11-11 | Sanyo Electric Co Ltd | 耐食性および被削性を改善したＮｉ−Ｃｒ系ステンレス鋼 |
| JPH08104950A (ja) * | 1994-10-04 | 1996-04-23 | Nippon Yakin Kogyo Co Ltd | 連続鋳造性に優れるフェライト系ステンレス鋼およびその製造方法 |
| JPH1192872A (ja) * | 1997-09-12 | 1999-04-06 | Nippon Steel Corp | 表面性状に優れたフェライト系ステンレス鋼及びその製造方法 |
| JP2000169942A (ja) * | 1998-12-03 | 2000-06-20 | Daido Steel Co Ltd | 耐アウトガス性および耐食性に優れた快削マルテンサイト系ステンレス鋼およびステンレス鋼部品の加工方法 |
| JP2000169943A (ja) * | 1998-12-04 | 2000-06-20 | Nippon Steel Corp | 高温強度に優れたフェライト系ステンレス鋼及びその製造方法 |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR20200124294A (ko) | 2018-06-13 | 2020-11-02 | 닛테츠 스테인레스 가부시키가이샤 | 마르텐사이트계 s쾌삭 스테인리스강 |
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| Publication number | Publication date |
|---|---|
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