JP4952888B2 - マルテンサイト鋼 - Google Patents
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Description
本発明は、マルテンサイト鋼に関し、さらに詳しくは、高硬度及び高耐食性を示し、プラスチック成型用金型、冷間金型、軸受等として好適なマルテンサイト鋼に関する。
プラスチックの射出成形は、溶融させた樹脂を金型のキャビティ内に圧入し、金型内で固化させる成形方法である。プラスチック製品には、主成分の樹脂に加えて、プラスチック製品の強度を改善するための硬質物質（例えば、ガラス繊維）が添加される場合がある。また、樹脂が混練の過程で分解し、腐食性のガスが発生する場合がある。この腐食性のガスは、金型への樹脂の充填の際に圧縮されて高温、高圧となり、金型を腐食させ、製品表面の肌荒れ、バリの発生等の原因となる。さらに、プラスチック製品は、筐体などに使用され、成型肌が良好なことが求められる。
そのため、プラスチック成型用金型に用いられる材料は、
（１） 高硬度・耐摩耗性に優れていること、
（２） 耐食性が高いこと、
（３） 鏡面性が高いこと、
などが求められる。
そのため、プラスチック成型用金型に用いられる材料は、
（１） 高硬度・耐摩耗性に優れていること、
（２） 耐食性が高いこと、
（３） 鏡面性が高いこと、
などが求められる。
従来、この種の用途には、マルテンサイト系ステンレス鋼の一種であるＳＵＳ４４０Ｃ（１７％Ｃｒ鋼）、ＳＵＳ４２０Ｊ２（１３％Ｃｒ鋼）又はこれらの改良材が用いられている。しかしながら、ＳＵＳ４４０Ｃは、ステンレス鋼中、最高硬度が得られるが、母相の固溶Ｃｒ量が少ないために、十分な耐食性が得られない。一方、ＳＵＳ４２０Ｊ２は、炭素量が相対的に少ないために十分な硬さが得られない。
そこでこの問題を解決するために、従来から種々の提案がなされている。
例えば、特許文献１には、重量％でＣ：０．２５〜１．０、Ｓｉ：最大１．０、Ｍｎ：最大１．６、Ｎ：０．１０〜０．３５、Ａｌ：最大１．０、Ｃｏ：最大２．８、Ｃｒ：１４．０〜２５．０、Ｍｏ：０．５〜３．０、Ｎｉ：最大３．９、Ｖ：０．０４〜０．４、Ｗ：最大３．０、Ｎｂ：最大０．１８、Ｔｉ：最大０．２を含み、ＣとＮの濃度の和が重量％で０．５〜１．２であり、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、少なくとも４５ＨＲＣの硬度及び高い耐食性を持ち、熱処理されるプラスチック用金型用の合金が開示されている。同文献には、ＣとＮの濃度の和を上述の範囲内とすると、疲れ強度が著しく高まる点が記載されている。
例えば、特許文献１には、重量％でＣ：０．２５〜１．０、Ｓｉ：最大１．０、Ｍｎ：最大１．６、Ｎ：０．１０〜０．３５、Ａｌ：最大１．０、Ｃｏ：最大２．８、Ｃｒ：１４．０〜２５．０、Ｍｏ：０．５〜３．０、Ｎｉ：最大３．９、Ｖ：０．０４〜０．４、Ｗ：最大３．０、Ｎｂ：最大０．１８、Ｔｉ：最大０．２を含み、ＣとＮの濃度の和が重量％で０．５〜１．２であり、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、少なくとも４５ＨＲＣの硬度及び高い耐食性を持ち、熱処理されるプラスチック用金型用の合金が開示されている。同文献には、ＣとＮの濃度の和を上述の範囲内とすると、疲れ強度が著しく高まる点が記載されている。
また、特許文献２には、重量％でＣ：０．１６〜０．２７、Ｎ：０．０６〜０．１３（但し、Ｃ＋Ｎの合計量が０．３≦Ｃ＋Ｎ≦０．４）、Ｓｉ：０．１〜１．５、Ｍｎ：０．１〜１．２、Ｃｒ：１２．５〜１４．５、Ｎｉ：０．５〜１．７、Ｍｏ：０．２〜０．８、及びＶ：０．１〜０．５を含み、場合により切削性を高めるために、Ｓ（最大０．１５％）、Ｃａ（最大０．０１％）、及びＯ（最大０．０１％）の１つ以上の元素を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなるスチール合金が開示されている。同文献には、このような組成にすることによって、焼入れ性及び靱性が向上する点が記載されている。
さらに、特許文献３には、重量％で、Ｃ：０．３５〜０．６５％、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：１．０％以下、Ｃｒ：１２．０〜１８．０％、Ｍｏ：０．２〜１．０％、さらに、Ｖ：０．０５〜０．５０％及びＮｂ：０．０５〜０．５０％の１種又は２種を含有し、残部が実質的にＦｅからなる合金組成を有する工具鋼が開示されている。同文献には、このような組成にすることによって、ＳＵＳ４４０Ｃの焼入れ焼戻し処理硬さ以上の硬さと、ＳＵＳ４２０Ｊ２を超える耐食性が得られる点が記載されている。
一般に、鋼中の炭素量が多くなるほど、マルテンサイト変態終了温度（Ｍｆ）は低くなり、高炭素鋼では、Ｍｆは室温以下にある。このような鋼を焼入れすると、全面マルテンサイトにならず、残留オーステナイトが生じ、必要な硬さが得られない。また、残留オーステナイトを室温で放置すると、次第に組織変化を起こし、寸法に狂いが生ずる。そのため、このような場合には、焼入れ後、速やかに０℃以下の温度まで冷却する処理（サブゼロ処理）が行われる。
プラスチック成型用金型に用いられる材料は、一般に、高硬度が要求されるので、相対的に炭素量が多い。そのため、高い寸法精度と必要な硬さを得るためには、焼入れ後にサブゼロ処理を行うのが好ましい。
しかしながら、マルテンサイト変態は、体積膨張を伴うので、焼入れ・サブゼロ処理を行うと、材料中に割れ（焼割れ、置き割れ）が発生する場合がある。プラスチック成型用金型に割れが発生すると、割れが製品表面に転写されたり、あるいは、金型の強度が低下し、カケなどの問題が生ずる。また、鋼中に粗大な炭化物、窒化物等が含まれると、鏡面性を低下させる原因となる。
さらに、高硬度・高耐食性を示し、焼入れ・サブゼロ処理の際に割れが発生しにくく、かつ、鏡面性に優れた材料が提案された例は、従来にはない。
プラスチック成型用金型に用いられる材料は、一般に、高硬度が要求されるので、相対的に炭素量が多い。そのため、高い寸法精度と必要な硬さを得るためには、焼入れ後にサブゼロ処理を行うのが好ましい。
しかしながら、マルテンサイト変態は、体積膨張を伴うので、焼入れ・サブゼロ処理を行うと、材料中に割れ（焼割れ、置き割れ）が発生する場合がある。プラスチック成型用金型に割れが発生すると、割れが製品表面に転写されたり、あるいは、金型の強度が低下し、カケなどの問題が生ずる。また、鋼中に粗大な炭化物、窒化物等が含まれると、鏡面性を低下させる原因となる。
さらに、高硬度・高耐食性を示し、焼入れ・サブゼロ処理の際に割れが発生しにくく、かつ、鏡面性に優れた材料が提案された例は、従来にはない。
本発明が解決しようとする課題は、高硬度・高耐食性を示すマルテンサイト鋼を提供することにある。
また、本発明が解決しようとする他の課題は、焼入れ・サブゼロ処理後に割れが発生しにくいマルテンサイト鋼を提供することにある。
さらに、本発明が解決しようとする他の課題は、鏡面性に優れたマルテンサイト鋼を提供することにある。
また、本発明が解決しようとする他の課題は、焼入れ・サブゼロ処理後に割れが発生しにくいマルテンサイト鋼を提供することにある。
さらに、本発明が解決しようとする他の課題は、鏡面性に優れたマルテンサイト鋼を提供することにある。
上記課題を解決するために本発明に係るマルテンサイト鋼は、
０．１５ｍａｓｓ％≦Ｃ＜０．７０ｍａｓｓ％、
０．０５ｍａｓｓ％≦Ｓｉ≦１．００ｍａｓｓ％、
０．０５ｍａｓｓ％≦Ｍｎ≦１．００ｍａｓｓ％、
Ｐ≦０．０３０ｍａｓｓ％、
Ｓ≦０．０３０ｍａｓｓ％、
０．００１ｍａｓｓ％≦Ｃｕ≦０．５０ｍａｓｓ％、
０．０５ｍａｓｓ％≦Ｎｉ≦０．５０ｍａｓｓ％、
１１．０ｍａｓｓ％≦Ｃｒ≦１８．０ｍａｓｓ％、
０．０５ｍａｓｓ％≦Ｍｏ≦２．０ｍａｓｓ％、
０．０１ｍａｓｓ％≦Ｗ≦０．５０ｍａｓｓ％、
０．０１ｍａｓｓ％≦Ｖ≦０．５０ｍａｓｓ％、
０．０５ｍａｓｓ％≦Ｎ≦０．４０ｍａｓｓ％、
Ｏ≦０．０２ｍａｓｓ％、
Ａｌ≦０．０８０ｍａｓｓ％、及び、
０．０００５ｍａｓｓ％≦Ｂ≦０．００５０ｍａｓｓ％
を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、
０．４ｍａｓｓ％＜Ｃ＋Ｎ＜０．７ｍａｓｓ％、かつ
Ｃ／Ｎ≧０．７５
であることを要旨とする。
０．１５ｍａｓｓ％≦Ｃ＜０．７０ｍａｓｓ％、
０．０５ｍａｓｓ％≦Ｓｉ≦１．００ｍａｓｓ％、
０．０５ｍａｓｓ％≦Ｍｎ≦１．００ｍａｓｓ％、
Ｐ≦０．０３０ｍａｓｓ％、
Ｓ≦０．０３０ｍａｓｓ％、
０．００１ｍａｓｓ％≦Ｃｕ≦０．５０ｍａｓｓ％、
０．０５ｍａｓｓ％≦Ｎｉ≦０．５０ｍａｓｓ％、
１１．０ｍａｓｓ％≦Ｃｒ≦１８．０ｍａｓｓ％、
０．０５ｍａｓｓ％≦Ｍｏ≦２．０ｍａｓｓ％、
０．０１ｍａｓｓ％≦Ｗ≦０．５０ｍａｓｓ％、
０．０１ｍａｓｓ％≦Ｖ≦０．５０ｍａｓｓ％、
０．０５ｍａｓｓ％≦Ｎ≦０．４０ｍａｓｓ％、
Ｏ≦０．０２ｍａｓｓ％、
Ａｌ≦０．０８０ｍａｓｓ％、及び、
０．０００５ｍａｓｓ％≦Ｂ≦０．００５０ｍａｓｓ％
を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、
０．４ｍａｓｓ％＜Ｃ＋Ｎ＜０．７ｍａｓｓ％、かつ
Ｃ／Ｎ≧０．７５
であることを要旨とする。
侵入型原子としてＣに加えてＮを添加し、かつ、Ｃ＋Ｎ量及びＣ／Ｎ比を最適化すると、焼入れ温度でのＣの固溶限を大きくする（すなわち、オーステナイト領域を広くする）ことができる。そのため、マルテンサイト変態後に高硬度が得られる。また、耐食性を向上させる各種の元素を添加することに加えて、マトリックス中に適量のＮを固溶させると、耐食性がさらに向上する。さらに、鋼中にＢを添加することによって粒界が強化され、焼入れ・サブゼロ処理の際の割れを低減することができる。
以下に、本発明の一実施の形態について詳細に説明する。
本発明に係るマルテンサイト鋼は、以下のような元素を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる。添加元素の種類、その成分範囲、及び、その限定理由は、以下の通りである。
本発明に係るマルテンサイト鋼は、以下のような元素を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる。添加元素の種類、その成分範囲、及び、その限定理由は、以下の通りである。
（１） ０．１５ｍａｓｓ％≦Ｃ＜０．７０ｍａｓｓ％。
Ｃは、強度及び耐摩耗性を確保するのに必要な元素であり、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｖ、Ｎｂ等の炭化物形成元素と結合して炭化物を形成する元素である。また、焼入れ時にマトリックスに固溶し、マトリックスをマルテンサイト組織化することによって硬度を確保する元素である。このような効果を得るためには、Ｃ量は、０．１５ｍａｓｓ％以上が好ましい。
一方、Ｃ量が過剰になると、Ｃが炭化物形成元素と結合して炭化物を形成し、母相中のＣｒ、Ｍｏ等の固溶量が低下する。母相中のＣｒ、Ｍｏ等の固溶量の低下は、耐食性を低下させる原因となる。従って、Ｃ量は、０．７０ｍａｓｓ％未満が好ましい。
Ｃは、強度及び耐摩耗性を確保するのに必要な元素であり、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｖ、Ｎｂ等の炭化物形成元素と結合して炭化物を形成する元素である。また、焼入れ時にマトリックスに固溶し、マトリックスをマルテンサイト組織化することによって硬度を確保する元素である。このような効果を得るためには、Ｃ量は、０．１５ｍａｓｓ％以上が好ましい。
一方、Ｃ量が過剰になると、Ｃが炭化物形成元素と結合して炭化物を形成し、母相中のＣｒ、Ｍｏ等の固溶量が低下する。母相中のＣｒ、Ｍｏ等の固溶量の低下は、耐食性を低下させる原因となる。従って、Ｃ量は、０．７０ｍａｓｓ％未満が好ましい。
（２） ０．０５ｍａｓｓ％≦Ｓｉ≦１．００ｍａｓｓ％。
Ｓｉは、主に脱酸剤又は窒素添加のために添加される。そのためには、Ｓｉ量は、０．０５ｍａｓｓ％以上が好ましい。
一方、Ｓｉ量が過剰になると、熱間での加工性を低下させたり、靱性を低下させる。従って、Ｓｉ量は、１．００ｍａｓｓ％以下が好ましい。
Ｓｉは、主に脱酸剤又は窒素添加のために添加される。そのためには、Ｓｉ量は、０．０５ｍａｓｓ％以上が好ましい。
一方、Ｓｉ量が過剰になると、熱間での加工性を低下させたり、靱性を低下させる。従って、Ｓｉ量は、１．００ｍａｓｓ％以下が好ましい。
（３） ０．０５ｍａｓｓ％≦Ｍｎ≦１．００ｍａｓｓ％。
Ｍｎは、焼入れ性向上元素として添加される。また、不可避的に含まれるＳを固定し、靱性の低下を防止する効果もある。このような効果を得るためには、Ｍｎ量は、０．０５ｍａｓｓ％以上が好ましい。
一方、Ｍｎ量が過剰になると、熱間加工性を低下させる。従って、Ｍｎ量は、１．００ｍａｓｓ％以下が好ましい。
Ｍｎは、焼入れ性向上元素として添加される。また、不可避的に含まれるＳを固定し、靱性の低下を防止する効果もある。このような効果を得るためには、Ｍｎ量は、０．０５ｍａｓｓ％以上が好ましい。
一方、Ｍｎ量が過剰になると、熱間加工性を低下させる。従って、Ｍｎ量は、１．００ｍａｓｓ％以下が好ましい。
（４） Ｐ≦０．０３０ｍａｓｓ％。
（５） Ｓ≦０．０３０ｍａｓｓ％。
Ｐ、Ｓは、鋼中に不可避的に含まれる。Ｐは結晶粒界への偏析、Ｓは硫化物を形成し、靱性を低下させる原因となる。従って、Ｐ量は、０．０３０ｍａｓｓ％以下が好ましい。また、Ｓ量は、０．０３０ｍａｓｓ％以下が好ましい。
（５） Ｓ≦０．０３０ｍａｓｓ％。
Ｐ、Ｓは、鋼中に不可避的に含まれる。Ｐは結晶粒界への偏析、Ｓは硫化物を形成し、靱性を低下させる原因となる。従って、Ｐ量は、０．０３０ｍａｓｓ％以下が好ましい。また、Ｓ量は、０．０３０ｍａｓｓ％以下が好ましい。
（６） ０．００１ｍａｓｓ％≦Ｃｕ≦０．５０ｍａｓｓ％。
Ｃｕは、耐食性を向上させる元素である。特に、塩酸による浸食を抑制する効果が大きい。このような効果を得るためには、Ｃｕ量は、０．００１ｍａｓｓ％以上が好ましい。
一方、Ｃｕ量が過剰になると、残留オーステナイト量が増加し、寸法の経年変化を引き起こす。また、熱間での加工性を低下させる。従って、Ｃｕ量は、０．５０ｍａｓｓ％以下が好ましい。
Ｃｕは、耐食性を向上させる元素である。特に、塩酸による浸食を抑制する効果が大きい。このような効果を得るためには、Ｃｕ量は、０．００１ｍａｓｓ％以上が好ましい。
一方、Ｃｕ量が過剰になると、残留オーステナイト量が増加し、寸法の経年変化を引き起こす。また、熱間での加工性を低下させる。従って、Ｃｕ量は、０．５０ｍａｓｓ％以下が好ましい。
（７） ０．０５ｍａｓｓ％≦Ｎｉ≦０．５０ｍａｓｓ％。
Ｎｉは、窒素の溶解量を増加させる元素である。このような効果を得るためには、Ｎｉ量は、０．０５ｍａｓｓ％以上が好ましい。
一方、Ｎｉ量が過剰になると、残留オーステナイト量が増加し、寸法の経年変化を引き起こす。従って、Ｎｉ量は、０．５０ｍａｓｓ％以下が好ましい。
Ｎｉは、窒素の溶解量を増加させる元素である。このような効果を得るためには、Ｎｉ量は、０．０５ｍａｓｓ％以上が好ましい。
一方、Ｎｉ量が過剰になると、残留オーステナイト量が増加し、寸法の経年変化を引き起こす。従って、Ｎｉ量は、０．５０ｍａｓｓ％以下が好ましい。
（８） １１．０ｍａｓｓ％≦Ｃｒ≦１８．０ｍａｓｓ％。
Ｃｒは、耐食性を向上させる元素である。また、Ｃｒは、窒素の溶解量を増加させる。このような効果を得るためには、Ｃｒ量は、１１．０ｍａｓｓ％以上が好ましい。
一方、Ｃｒ量が過剰になると、サブゼロ処理を行っても残留オーステナイト量が増加し、硬さが低下する。従って、Ｃｒ量は、１８．０ｍａｓｓ％以下が好ましい。
Ｃｒは、耐食性を向上させる元素である。また、Ｃｒは、窒素の溶解量を増加させる。このような効果を得るためには、Ｃｒ量は、１１．０ｍａｓｓ％以上が好ましい。
一方、Ｃｒ量が過剰になると、サブゼロ処理を行っても残留オーステナイト量が増加し、硬さが低下する。従って、Ｃｒ量は、１８．０ｍａｓｓ％以下が好ましい。
（９） ０．０５ｍａｓｓ％≦Ｍｏ≦２．０ｍａｓｓ％。
Ｍｏは、耐食性を向上させる元素である。このような効果を得るためには、Ｍｏ量は、０．０５ｍａｓｓ％以上が好ましい。
一方、Ｍｏ量が過剰になると、粗大な炭窒化物を形成し、鏡面性の低下を招く。従って、Ｍｏ量は、２．０ｍａｓｓ％以下が好ましい。
Ｍｏは、耐食性を向上させる元素である。このような効果を得るためには、Ｍｏ量は、０．０５ｍａｓｓ％以上が好ましい。
一方、Ｍｏ量が過剰になると、粗大な炭窒化物を形成し、鏡面性の低下を招く。従って、Ｍｏ量は、２．０ｍａｓｓ％以下が好ましい。
（１０） ０．０１ｍａｓｓ％≦Ｗ≦０．５０ｍａｓｓ％。
Ｗは、焼入れ性を向上させる元素である。このような効果を得るためには、Ｗ量は、０．０１ｍａｓｓ％以上が好ましい。
一方、Ｗ量が過剰になると、粗大な炭窒化物を形成し、鏡面性の低下を招く。従って、Ｗ量は、０．５０ｍａｓｓ％以下が好ましい。
Ｗは、焼入れ性を向上させる元素である。このような効果を得るためには、Ｗ量は、０．０１ｍａｓｓ％以上が好ましい。
一方、Ｗ量が過剰になると、粗大な炭窒化物を形成し、鏡面性の低下を招く。従って、Ｗ量は、０．５０ｍａｓｓ％以下が好ましい。
（１１） ０．０１ｍａｓｓ％≦Ｖ≦０．５０ｍａｓｓ％。
Ｖは、窒素の溶解量を増加させる元素である。このような効果を得るためには、Ｖ量は、０．０１ｍａｓｓ％以上が好ましい。
一方、Ｖ量が過剰になると、粗大な炭窒化物を形成し、鏡面性の低下を招く。従って、Ｖ量は、０．５０ｍａｓｓ％以下が好ましい。
Ｖは、窒素の溶解量を増加させる元素である。このような効果を得るためには、Ｖ量は、０．０１ｍａｓｓ％以上が好ましい。
一方、Ｖ量が過剰になると、粗大な炭窒化物を形成し、鏡面性の低下を招く。従って、Ｖ量は、０．５０ｍａｓｓ％以下が好ましい。
（１２） ０．０５ｍａｓｓ％≦Ｎ≦０．４０ｍａｓｓ％。
Ｎは、侵入型元素であり、マルテンサイト組織の硬さの上昇に寄与する。また、マトリックス中にＮを固溶させると、耐食性が向上する。このような効果を得るためには、Ｎ量は、０．０５ｍａｓｓ％以上が好ましい。なお、シーベルトの法則（Sievert's law）に従って加圧溶解することで、大気溶解以上のＮの添加が可能となる。
一方、Ｎ量が過剰になると、凝固中の窒素の濃化により、加圧による窒素ガス噴出抑制の限界を超えてしまい、窒素ガスが生じる。従って、Ｎ量は、０．４０ｍａｓｓ％以下が好ましい。
Ｎは、侵入型元素であり、マルテンサイト組織の硬さの上昇に寄与する。また、マトリックス中にＮを固溶させると、耐食性が向上する。このような効果を得るためには、Ｎ量は、０．０５ｍａｓｓ％以上が好ましい。なお、シーベルトの法則（Sievert's law）に従って加圧溶解することで、大気溶解以上のＮの添加が可能となる。
一方、Ｎ量が過剰になると、凝固中の窒素の濃化により、加圧による窒素ガス噴出抑制の限界を超えてしまい、窒素ガスが生じる。従って、Ｎ量は、０．４０ｍａｓｓ％以下が好ましい。
（１３） Ｏ≦０．０２ｍａｓｓ％。
Ｏは、溶鋼中に不可避的に含まれる元素である。Ｏ量が過剰になると、Ａｌ、Ｓｉと粗大な酸化物を形成して介在物となり、靱性、鏡面性を低下させる。従って、Ｏ量は、０．０２ｍａｓｓ％以下が好ましい。
（１４） Ａｌ≦０．０８０ｍａｓｓ％。
Ａｌは、脱酸剤として添加される元素である。Ａｌ量が過剰になると、粗大な窒化物を形成し、鏡面性を低下させる。従って、Ａｌ量は、０．０８０ｍａｓｓ％以下が好ましい。
Ｏは、溶鋼中に不可避的に含まれる元素である。Ｏ量が過剰になると、Ａｌ、Ｓｉと粗大な酸化物を形成して介在物となり、靱性、鏡面性を低下させる。従って、Ｏ量は、０．０２ｍａｓｓ％以下が好ましい。
（１４） Ａｌ≦０．０８０ｍａｓｓ％。
Ａｌは、脱酸剤として添加される元素である。Ａｌ量が過剰になると、粗大な窒化物を形成し、鏡面性を低下させる。従って、Ａｌ量は、０．０８０ｍａｓｓ％以下が好ましい。
（１５） ０．０００５ｍａｓｓ％≦Ｂ≦０．００５０ｍａｓｓ％。
Ｂは、粒界を強化させ、焼入れ・サブゼロ処理の際の割れを低減させる元素である。このような効果を得るためには、Ｂ量は、０．０００５ｍａｓｓ％以上が好ましい。
一方、Ｂ量が過剰になると、窒化物を形成し、耐食性を低下させる。従って、Ｂ量は、０．００５０ｍａｓｓ％以下が好ましい。
Ｂは、粒界を強化させ、焼入れ・サブゼロ処理の際の割れを低減させる元素である。このような効果を得るためには、Ｂ量は、０．０００５ｍａｓｓ％以上が好ましい。
一方、Ｂ量が過剰になると、窒化物を形成し、耐食性を低下させる。従って、Ｂ量は、０．００５０ｍａｓｓ％以下が好ましい。
本発明に係るマルテンサイト鋼は、添加元素が上述した範囲にあることに加えて、Ｃ量及びＮ量の間に、以下の関係を有していることを特徴とする。
（Ａ） ０．４ｍａｓｓ％＜Ｃ＋Ｎ＜０．７ｍａｓｓ％。
（Ｂ） Ｃ／Ｎ≧０．７５。
Ｎは、耐食性と硬さの双方を向上させる元素である。しかしながら、Ｎ単独では、十分な硬さが得られない。これに対し、Ｃを含む鋼中にさらにＮを添加すると、焼入れ温度でのＣの固溶限が大きくなり、マルテンサイト変態後に高硬度が得られる。このような効果を得るためには、Ｃ＋Ｎ量は、０．４ｍａｓｓ％より大きいことが好ましい。
一方、Ｃ＋Ｎ量が過剰になると、粗大な炭窒化物を形成し、鏡面性を低下させる。従って、Ｃ＋Ｎ量は、０．７ｍａｓｓ％未満が好ましい。
また、Ｎに対してＣが相対的に少ないと、焼入れ時の硬さが確保できない。従って、Ｃ／Ｎは、０．７５以上が好ましい。
（Ａ） ０．４ｍａｓｓ％＜Ｃ＋Ｎ＜０．７ｍａｓｓ％。
（Ｂ） Ｃ／Ｎ≧０．７５。
Ｎは、耐食性と硬さの双方を向上させる元素である。しかしながら、Ｎ単独では、十分な硬さが得られない。これに対し、Ｃを含む鋼中にさらにＮを添加すると、焼入れ温度でのＣの固溶限が大きくなり、マルテンサイト変態後に高硬度が得られる。このような効果を得るためには、Ｃ＋Ｎ量は、０．４ｍａｓｓ％より大きいことが好ましい。
一方、Ｃ＋Ｎ量が過剰になると、粗大な炭窒化物を形成し、鏡面性を低下させる。従って、Ｃ＋Ｎ量は、０．７ｍａｓｓ％未満が好ましい。
また、Ｎに対してＣが相対的に少ないと、焼入れ時の硬さが確保できない。従って、Ｃ／Ｎは、０．７５以上が好ましい。
本発明に係るマルテンサイト鋼は、上述した各種の元素に加えて、以下の第１添加元素を含んでいても良い。
（１６） ０．００１ｍａｓｓ％≦Ｃｏ≦０．５０ｍａｓｓ％。
Ｃｏは、焼入れ性を向上させるために添加することができる。このような効果を得るためには、Ｃｏ量は、０．００１ｍａｓｓ％以上が好ましい。
一方、Ｃｏを過剰に添加しても、効果が飽和し、実益がない。従って、Ｃｏ量は、０．５０ｍａｓｓ％以下が好ましい。
（１６） ０．００１ｍａｓｓ％≦Ｃｏ≦０．５０ｍａｓｓ％。
Ｃｏは、焼入れ性を向上させるために添加することができる。このような効果を得るためには、Ｃｏ量は、０．００１ｍａｓｓ％以上が好ましい。
一方、Ｃｏを過剰に添加しても、効果が飽和し、実益がない。従って、Ｃｏ量は、０．５０ｍａｓｓ％以下が好ましい。
本発明に係るマルテンサイト鋼は、上述した第１添加元素に加えて、又は、これに代えて、以下のいずれか１以上の第２添加元素をさらに含んでいても良い。
（１７） ０．００１ｍａｓｓ％≦Ｓｅ≦０．３ｍａｓｓ％。
（１８） ０．００１ｍａｓｓ％≦Ｔｅ≦０．３ｍａｓｓ％。
（１９） ０．０００２ｍａｓｓ％≦Ｃａ≦０．１０ｍａｓｓ％。
（２０） ０．００１ｍａｓｓ％≦Ｐｂ≦０．２０ｍａｓｓ％。
Ｓｅ、Ｔｅ、Ｃａ、Ｐｂ及びＢｉは、いずれも被削性を向上させるために添加することができる。このような効果を得るためには、各元素の添加量は、上述した下限値以上が好ましい。
一方、これらの元素を過剰に添加すると、靱性の低下を招く。従って、各元素の添加量は、上述した上限値以下が好ましい。
（１７） ０．００１ｍａｓｓ％≦Ｓｅ≦０．３ｍａｓｓ％。
（１８） ０．００１ｍａｓｓ％≦Ｔｅ≦０．３ｍａｓｓ％。
（１９） ０．０００２ｍａｓｓ％≦Ｃａ≦０．１０ｍａｓｓ％。
（２０） ０．００１ｍａｓｓ％≦Ｐｂ≦０．２０ｍａｓｓ％。
Ｓｅ、Ｔｅ、Ｃａ、Ｐｂ及びＢｉは、いずれも被削性を向上させるために添加することができる。このような効果を得るためには、各元素の添加量は、上述した下限値以上が好ましい。
一方、これらの元素を過剰に添加すると、靱性の低下を招く。従って、各元素の添加量は、上述した上限値以下が好ましい。
本発明に係るマルテンサイト鋼は、上述した第１添加元素及び／若しくは第２添加元素に加えて、又は、これらに代えて、以下のいずれか１以上の第３添加元素をさらに含んでいても良い。
（２１） ０．００１ｍａｓｓ％≦Ｎｂ≦０．３０ｍａｓｓ％。
（２２） ０．００１ｍａｓｓ％≦Ｔａ≦０．３０ｍａｓｓ％。
（２３） Ｔｉ≦０．２０ｍａｓｓ％。
（２４） ０．００１ｍａｓｓ％≦Ｚｒ≦０．３０ｍａｓｓ％。
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｔａ及びＺｒは、いずれもＣ、Ｎと結合して炭窒化物を形成し、結晶粒の粗大化抑制に効果がある。このような効果を得るためには、これらの元素の添加量は、上述した下限値以上が好ましい。
一方、これらの元素を過剰に添加すると、被削性を劣化させる。従って、これらの元素の添加量は、上述した上限値以下が好ましい。
（２１） ０．００１ｍａｓｓ％≦Ｎｂ≦０．３０ｍａｓｓ％。
（２２） ０．００１ｍａｓｓ％≦Ｔａ≦０．３０ｍａｓｓ％。
（２３） Ｔｉ≦０．２０ｍａｓｓ％。
（２４） ０．００１ｍａｓｓ％≦Ｚｒ≦０．３０ｍａｓｓ％。
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｔａ及びＺｒは、いずれもＣ、Ｎと結合して炭窒化物を形成し、結晶粒の粗大化抑制に効果がある。このような効果を得るためには、これらの元素の添加量は、上述した下限値以上が好ましい。
一方、これらの元素を過剰に添加すると、被削性を劣化させる。従って、これらの元素の添加量は、上述した上限値以下が好ましい。
本発明に係るマルテンサイト鋼は、通常、溶解・鋳造後、焼入れ処理、サブゼロ処理、及び焼戻し処理（又は、時効処理）を施して使用される。
焼入れ処理は、一般に、鋼材を焼入れ温度又は溶体化温度（１０２０〜１１５０℃）に加熱した後、油焼入れ、ガス冷却等の方法を用いて、所定の冷却速度で急冷することにより行う。
また、サブゼロ処理は、焼入れした後、速やかに０℃以下の寒剤（例えば、ドライアイス、ドライアイス＋アルコール（−８０℃）、炭酸ガス（−１３０℃）、液体窒素（−１９６℃）など）を用いて再急冷することにより行う。
さらに、焼戻し処理（又は、時効処理）は、必要に応じてサブゼロ処理が行われた鋼材を２００℃〜４５０℃に加熱することにより行う。
このような処理を施すことにより、焼入れ・サブゼロ処理−焼戻し後の硬さ（ＨＲＣ）が５５以上、５８以上、あるいは、５９以上であり（すなわち、ＳＵＳ４４０Ｃと同等以上の硬さを有し）、かつ、ＳＵＳ４２０Ｊ２を超える耐食性を有するマルテンサイト鋼が得られる。また、焼入れ・サブゼロ処理の際の割れが無く、鏡面性の高いマルテンサイト鋼が得られる。
焼入れ処理は、一般に、鋼材を焼入れ温度又は溶体化温度（１０２０〜１１５０℃）に加熱した後、油焼入れ、ガス冷却等の方法を用いて、所定の冷却速度で急冷することにより行う。
また、サブゼロ処理は、焼入れした後、速やかに０℃以下の寒剤（例えば、ドライアイス、ドライアイス＋アルコール（−８０℃）、炭酸ガス（−１３０℃）、液体窒素（−１９６℃）など）を用いて再急冷することにより行う。
さらに、焼戻し処理（又は、時効処理）は、必要に応じてサブゼロ処理が行われた鋼材を２００℃〜４５０℃に加熱することにより行う。
このような処理を施すことにより、焼入れ・サブゼロ処理−焼戻し後の硬さ（ＨＲＣ）が５５以上、５８以上、あるいは、５９以上であり（すなわち、ＳＵＳ４４０Ｃと同等以上の硬さを有し）、かつ、ＳＵＳ４２０Ｊ２を超える耐食性を有するマルテンサイト鋼が得られる。また、焼入れ・サブゼロ処理の際の割れが無く、鏡面性の高いマルテンサイト鋼が得られる。
次に、本発明に係るマルテンサイト鋼の作用について説明する。
侵入型原子としてＣに加えてＮを添加し、かつ、Ｃ＋Ｎ量及びＣ／Ｎ比を最適化すると、焼入れ温度でのＣの固溶限を大きくする（すなわち、オーステナイト領域を広くする）ことができる。そのため、マルテンサイト変態後に高硬度が得られる。また、耐食性を向上させる各種の元素を添加することに加えて、マトリックス中に適量のＮを固溶させると、耐食性がさらに向上する。さらに、鋼中にＢを添加することによって粒界が強化され、焼入れ・サブゼロ処理の際の割れを低減することができる。
侵入型原子としてＣに加えてＮを添加し、かつ、Ｃ＋Ｎ量及びＣ／Ｎ比を最適化すると、焼入れ温度でのＣの固溶限を大きくする（すなわち、オーステナイト領域を広くする）ことができる。そのため、マルテンサイト変態後に高硬度が得られる。また、耐食性を向上させる各種の元素を添加することに加えて、マトリックス中に適量のＮを固溶させると、耐食性がさらに向上する。さらに、鋼中にＢを添加することによって粒界が強化され、焼入れ・サブゼロ処理の際の割れを低減することができる。
（実施例１〜１６、及び、比較例１〜５、Ａ〜Ｉ）
［１． 試料の作製］
表１に示す化学組成の鋼を加圧溶解炉で溶製後、５０ｋｇに鋳造し、熱間鍛造により６０ｍｍ角の棒材を製造した。その後、焼鈍しを行った。得られた棒材から各種試験に供するための試験片を切り出し、表２に示す条件下で、焼入れ、サブゼロ処理（一部の試料を除く）、及び焼戻しを行った。
なお、焼入れは、各温度で保持後、油冷若しくはガス噴霧冷却することにより行った。
また、サブゼロ処理は、液体窒素又はドライアイス＋アルコールに浸漬することにより行った。
さらに、焼戻しは、各温度で１時間保持後、空冷を２回繰り返すことにより行った。
［１． 試料の作製］
表１に示す化学組成の鋼を加圧溶解炉で溶製後、５０ｋｇに鋳造し、熱間鍛造により６０ｍｍ角の棒材を製造した。その後、焼鈍しを行った。得られた棒材から各種試験に供するための試験片を切り出し、表２に示す条件下で、焼入れ、サブゼロ処理（一部の試料を除く）、及び焼戻しを行った。
なお、焼入れは、各温度で保持後、油冷若しくはガス噴霧冷却することにより行った。
また、サブゼロ処理は、液体窒素又はドライアイス＋アルコールに浸漬することにより行った。
さらに、焼戻しは、各温度で１時間保持後、空冷を２回繰り返すことにより行った。
［２． 試験方法（１）］
［２．１． 硬さ］
棒材から１辺１０ｍｍの立方体のブロックを切り出し、表２に示す条件下で熱処理を行った。次いで、測定面と接地面を＃４００まで研磨し、ロックウェルＣスケールにより硬さを測定した。
［２．２． 耐摩耗性］
棒材からφ８ｍｍのピンを２本切り出し、表２に示す条件下で熱処理を行った。熱処理後のピンを用いて、ピンオンディスク摩擦摩耗試験機により耐摩耗性を評価した。ディスクには、Ｓ４５Ｃを用いた。試験条件は、すべり速度：１．６ｍ／ｓ、すべり距離：５０００ｍ、押し付け加重：１０．５ｋｇｆ、潤滑油なし、とした。
試験前後にピンの重量を測定し、摩耗重量を測定した。さらに、比較鋼３（ＳＵＳ４４０Ｃ相当）の摩耗量を１００として、各試料の摩耗量を相対値で表した。
［２．３． 鏡面性］
棒材から５０×４５×１２の板材を切り出し、表２に示す条件下で熱処理を行った。次いで、試験片の鏡面を機械研磨により＃１４０００まで研磨した。ＪＩＳ Ｂ ０６３３に従い、試験片の表面粗さを測定し、鏡面性の評価とした。
［２．４． 塩水噴霧］
棒材からφ１５×６０の丸棒を切り出し、表２に示す条件下で熱処理を行った。次いで、仕上げ加工により表面を＃４００相当にして、ＪＩＳ Ｚ ２３７１に従い、塩水噴霧試験を行った。発錆は、Ａ（発錆なし）、Ｂ（僅かに発生）、Ｃ（かなり発生）、Ｄ（全面腐食）で評価した。
［２．５． 孔食電位］
棒材から１２×１２×３ｍｍの板を切り出し、表２に示す条件下で熱処理を行った。次いで、得られた試験片を用いて、ＪＩＳ Ｇ ０５７７「ステンレス鋼の孔食電位測定」に従って、孔食電位Ｖｃ100を測定した。
［２．６． 焼割れ性］
棒材から１辺１５ｍｍの立方体のブロックを各１０個づつ切り出し、表２に示す条件下で熱処理を行った。その後、鏡面まで研磨を行い、カラーチェックにより割れの有無を確認した。
［２．１． 硬さ］
棒材から１辺１０ｍｍの立方体のブロックを切り出し、表２に示す条件下で熱処理を行った。次いで、測定面と接地面を＃４００まで研磨し、ロックウェルＣスケールにより硬さを測定した。
［２．２． 耐摩耗性］
棒材からφ８ｍｍのピンを２本切り出し、表２に示す条件下で熱処理を行った。熱処理後のピンを用いて、ピンオンディスク摩擦摩耗試験機により耐摩耗性を評価した。ディスクには、Ｓ４５Ｃを用いた。試験条件は、すべり速度：１．６ｍ／ｓ、すべり距離：５０００ｍ、押し付け加重：１０．５ｋｇｆ、潤滑油なし、とした。
試験前後にピンの重量を測定し、摩耗重量を測定した。さらに、比較鋼３（ＳＵＳ４４０Ｃ相当）の摩耗量を１００として、各試料の摩耗量を相対値で表した。
［２．３． 鏡面性］
棒材から５０×４５×１２の板材を切り出し、表２に示す条件下で熱処理を行った。次いで、試験片の鏡面を機械研磨により＃１４０００まで研磨した。ＪＩＳ Ｂ ０６３３に従い、試験片の表面粗さを測定し、鏡面性の評価とした。
［２．４． 塩水噴霧］
棒材からφ１５×６０の丸棒を切り出し、表２に示す条件下で熱処理を行った。次いで、仕上げ加工により表面を＃４００相当にして、ＪＩＳ Ｚ ２３７１に従い、塩水噴霧試験を行った。発錆は、Ａ（発錆なし）、Ｂ（僅かに発生）、Ｃ（かなり発生）、Ｄ（全面腐食）で評価した。
［２．５． 孔食電位］
棒材から１２×１２×３ｍｍの板を切り出し、表２に示す条件下で熱処理を行った。次いで、得られた試験片を用いて、ＪＩＳ Ｇ ０５７７「ステンレス鋼の孔食電位測定」に従って、孔食電位Ｖｃ100を測定した。
［２．６． 焼割れ性］
棒材から１辺１５ｍｍの立方体のブロックを各１０個づつ切り出し、表２に示す条件下で熱処理を行った。その後、鏡面まで研磨を行い、カラーチェックにより割れの有無を確認した。
［３． 結果（１）］
表３に、試験結果を示す。比較例１は、Ｃ＋Ｎが０．４％未満であるために、硬さが低い。比較例２は、Ｃ＋Ｎが０．７を超え、かつ、Ｂ無添加であるために、硬さ、耐食性は十分であったが、焼割れが生じた。比較例３（ＳＵＳ４４０Ｃ相当）は、Ｎを含まず、かつ、Ｃ量が過剰であるために、耐食性が低い。比較例４（ＳＵＳ４２０Ｊ２相当）は、Ｃ＋Ｎが０．４未満であり、かつ、Ｎを含まないので、硬さ、耐食性が低い。さらに、比較例５（ＳＵＳ６３０（析出硬化型ステンレス鋼）相当）は、Ｃｕの析出による析出硬化型であるので、硬さが低い。
これに対し、実施例１〜１６は、いずれも、Ｃ量及びＮ量が最適化され、かつ、適量のＢを含んでいるので、ＳＵＳ４４０Ｃと同等以上の硬さと、ＳＵＳ４２０Ｊ２を超える耐食性を示した。また、耐摩耗性、鏡面性も、従来鋼と同等以上であり、焼割れも認められなかった。
表３に、試験結果を示す。比較例１は、Ｃ＋Ｎが０．４％未満であるために、硬さが低い。比較例２は、Ｃ＋Ｎが０．７を超え、かつ、Ｂ無添加であるために、硬さ、耐食性は十分であったが、焼割れが生じた。比較例３（ＳＵＳ４４０Ｃ相当）は、Ｎを含まず、かつ、Ｃ量が過剰であるために、耐食性が低い。比較例４（ＳＵＳ４２０Ｊ２相当）は、Ｃ＋Ｎが０．４未満であり、かつ、Ｎを含まないので、硬さ、耐食性が低い。さらに、比較例５（ＳＵＳ６３０（析出硬化型ステンレス鋼）相当）は、Ｃｕの析出による析出硬化型であるので、硬さが低い。
これに対し、実施例１〜１６は、いずれも、Ｃ量及びＮ量が最適化され、かつ、適量のＢを含んでいるので、ＳＵＳ４４０Ｃと同等以上の硬さと、ＳＵＳ４２０Ｊ２を超える耐食性を示した。また、耐摩耗性、鏡面性も、従来鋼と同等以上であり、焼割れも認められなかった。
［４． 試験方法（２）］
実施例２、４、１０において、Ｂ添加の効果を明らかにするために、それぞれ、他の成分がほぼ同一であり、かつ、Ｂ＜０．０００１ｍａｓｓ％、０．０００１ｍａｓｓ％≦Ｂ＜０．０００５ｍａｓｓ％、０．０００５ｍａｓｓ％≦Ｂ≦０．００５０、０．００５０ｍａｓｓ％＜Ｂの４種類の材料を作製し、焼割れ性及び孔食電位の測定を行った。
なお、焼割れ性及び孔食電位の測定方法は、上述した［２．］と同一とした。また、比較例Ａ〜Ｃ、比較例Ｄ〜Ｆ、及び比較例Ｇ〜Ｉの熱処理条件は、それぞれ、実施例２、４、１０と同一とした。
実施例２、４、１０において、Ｂ添加の効果を明らかにするために、それぞれ、他の成分がほぼ同一であり、かつ、Ｂ＜０．０００１ｍａｓｓ％、０．０００１ｍａｓｓ％≦Ｂ＜０．０００５ｍａｓｓ％、０．０００５ｍａｓｓ％≦Ｂ≦０．００５０、０．００５０ｍａｓｓ％＜Ｂの４種類の材料を作製し、焼割れ性及び孔食電位の測定を行った。
なお、焼割れ性及び孔食電位の測定方法は、上述した［２．］と同一とした。また、比較例Ａ〜Ｃ、比較例Ｄ〜Ｆ、及び比較例Ｇ〜Ｉの熱処理条件は、それぞれ、実施例２、４、１０と同一とした。
［５． 結果（２）］
表４に、実施例２、４、１０及び比較例Ａ〜Ｉの成分組成を示す。また、表５に、試験結果を示す。なお、表５中、「測定不能」は、孔食が発生せず、全面腐食したことを意味する。表５より、Ｂ量が多くなるほど、耐焼割れ性は向上するが、Ｂ量が過剰になると、耐食性が低下することがわかる。
表４に、実施例２、４、１０及び比較例Ａ〜Ｉの成分組成を示す。また、表５に、試験結果を示す。なお、表５中、「測定不能」は、孔食が発生せず、全面腐食したことを意味する。表５より、Ｂ量が多くなるほど、耐焼割れ性は向上するが、Ｂ量が過剰になると、耐食性が低下することがわかる。
以上、本発明の実施の形態について詳細に説明したが、本発明は上記実施の形態に何ら限定されるものではなく、本発明の要旨を逸脱しない範囲内で種々の改変が可能である。
本発明に係るマルテンサイト鋼は、
（１） プラスチック成形用金型（日曜雑貨品、家電製品外装・内装、ＯＡ機器外装・内装・部品、携帯電話外装、自動車やオートバイ等の内装部品や外装部品、及びその構造部材など）、ライト類の反射板成型用金型、光学レンズ用金型、食品容器用金型、医療機器用金型、化学容器用金型、精密成型品金型（受板、ペットボトル成形母型、ゴム型類）、樹脂類用金型、導光板用金型、フィルム成型用の金型、
（２） 治工具類、プラスチック成型機内の治工具、ダイス、化学繊維成型ノズル、
（３） 冷間において、鍛造、順送型プレスによって加工する冷間金型や構造部材（冷間金型としては、曲げ型、打ち抜き型、切り刃、転造型、パンチ部材、絞り型、鍛造型、歯車パンチ部材・ダイス、スエージングダイス等が相当する。構造部材としては、塑性加工工具、スクリュー部材、カム部品、シャフト、軸受、歯車、ピン、ボルト、ねじ、ロール、タービンブレード、シールプレート、ゲージ等が該当する）、
などに使用することができる。
（１） プラスチック成形用金型（日曜雑貨品、家電製品外装・内装、ＯＡ機器外装・内装・部品、携帯電話外装、自動車やオートバイ等の内装部品や外装部品、及びその構造部材など）、ライト類の反射板成型用金型、光学レンズ用金型、食品容器用金型、医療機器用金型、化学容器用金型、精密成型品金型（受板、ペットボトル成形母型、ゴム型類）、樹脂類用金型、導光板用金型、フィルム成型用の金型、
（２） 治工具類、プラスチック成型機内の治工具、ダイス、化学繊維成型ノズル、
（３） 冷間において、鍛造、順送型プレスによって加工する冷間金型や構造部材（冷間金型としては、曲げ型、打ち抜き型、切り刃、転造型、パンチ部材、絞り型、鍛造型、歯車パンチ部材・ダイス、スエージングダイス等が相当する。構造部材としては、塑性加工工具、スクリュー部材、カム部品、シャフト、軸受、歯車、ピン、ボルト、ねじ、ロール、タービンブレード、シールプレート、ゲージ等が該当する）、
などに使用することができる。
Claims (4)
- ０．１５ｍａｓｓ％≦Ｃ＜０．７０ｍａｓｓ％、
０．０５ｍａｓｓ％≦Ｓｉ≦１．００ｍａｓｓ％、
０．０５ｍａｓｓ％≦Ｍｎ≦１．００ｍａｓｓ％、
Ｐ≦０．０３０ｍａｓｓ％、
Ｓ≦０．０３０ｍａｓｓ％、
０．００１ｍａｓｓ％≦Ｃｕ≦０．５０ｍａｓｓ％、
０．０５ｍａｓｓ％≦Ｎｉ≦０．５０ｍａｓｓ％、
１１．０ｍａｓｓ％≦Ｃｒ≦１８．０ｍａｓｓ％、
０．０５ｍａｓｓ％≦Ｍｏ≦２．０ｍａｓｓ％、
０．０１ｍａｓｓ％≦Ｗ≦０．５０ｍａｓｓ％、
０．０１ｍａｓｓ％≦Ｖ≦０．５０ｍａｓｓ％、
０．０５ｍａｓｓ％≦Ｎ≦０．４０ｍａｓｓ％、
Ｏ≦０．０２ｍａｓｓ％、
Ａｌ≦０．０８０ｍａｓｓ％、及び、
０．０００５ｍａｓｓ％≦Ｂ≦０．００５０ｍａｓｓ％
を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、
０．４ｍａｓｓ％＜Ｃ＋Ｎ＜０．７ｍａｓｓ％、かつ
Ｃ／Ｎ≧０．７５
であるマルテンサイト鋼。 - ０．００１ｍａｓｓ％≦Ｃｏ≦０．５０ｍａｓｓ％
をさらに含む請求項１に記載のマルテンサイト鋼。 - ０．００１ｍａｓｓ％≦Ｓｅ≦０．３ｍａｓｓ％、
０．００１ｍａｓｓ％≦Ｔｅ≦０．３ｍａｓｓ％、
０．０００２ｍａｓｓ％≦Ｃａ≦０．１０ｍａｓｓ％、及び、
０．００１ｍａｓｓ％≦Ｐｂ≦０．２０ｍａｓｓ％
からなる群から選ばれるいずれか１以上をさらに含む請求項１又は２に記載のマルテンサイト鋼。 - ０．００１ｍａｓｓ％≦Ｎｂ≦０．３０ｍａｓｓ％、
０．００１ｍａｓｓ％≦Ｔａ≦０．３０ｍａｓｓ％、
Ｔｉ≦０．２０ｍａｓｓ％、及び、
０．００１ｍａｓｓ％≦Ｚｒ≦０．３０ｍａｓｓ％
からなる群から選ばれるいずれか１以上をさらに含む請求項１から３までのいずれかに記載のマルテンサイト鋼。
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Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2020050229A1 (ja) | 2018-09-04 | 2020-03-12 | 国立大学法人東北大学 | 鉄基合金および鉄基合金の製造方法 |
| US11215230B2 (en) | 2016-02-19 | 2022-01-04 | Jtekt Corporation | Rolling slide member, rolling bearing using same, and method for manufacturing rolling slide member |
Families Citing this family (23)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| FR2920784B1 (fr) * | 2007-09-10 | 2010-12-10 | Aubert & Duval Sa | Acier inoxydable martensitique, procede de fabrication de pieces realisees en cet acier et pieces ainsi realisees |
| US8071017B2 (en) * | 2008-02-06 | 2011-12-06 | Fedchun Vladimir A | Low cost high strength martensitic stainless steel |
| JP5619974B2 (ja) * | 2008-09-01 | 2014-11-05 | ミネベア株式会社 | 玉軸受およびその玉軸受を備えた水中ポンプならびに釣り用リール |
| JP5368887B2 (ja) * | 2008-09-01 | 2013-12-18 | ミネベア株式会社 | マルテンサイト系ステンレス鋼および転がり軸受 |
| JP5412851B2 (ja) * | 2009-01-29 | 2014-02-12 | 大同特殊鋼株式会社 | プラスチック成形金型用鋼およびプラスチック成形金型 |
| JP2010265487A (ja) * | 2009-05-12 | 2010-11-25 | Minebea Co Ltd | マルテンサイト系ステンレス鋼および転がり軸受 |
| GB0912669D0 (en) * | 2009-07-21 | 2009-08-26 | Skf Publ Ab | Bearing steels |
| KR101239589B1 (ko) * | 2010-12-27 | 2013-03-05 | 주식회사 포스코 | 고내식 마르텐사이트 스테인리스강 및 그 제조방법 |
| US9783876B2 (en) * | 2012-03-26 | 2017-10-10 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Stainless steel for oil wells and stainless steel pipe for oil wells |
| CN102925818B (zh) * | 2012-11-23 | 2014-07-09 | 常州东大中天钢铁研究院有限公司 | 一种抗腐蚀耐髙温轴承钢及其生产工艺 |
| AT515157B1 (de) * | 2013-11-21 | 2016-12-15 | Böhler Edelstahl GmbH & Co KG | Verfahren zur Herstellung von Kunststoffformen aus martensitischem Chromstahl und Kunststoffform |
| JP5705345B1 (ja) * | 2014-03-06 | 2015-04-22 | 日本高周波鋼業株式会社 | 高鏡面プラスチック金型用鋼 |
| CN104213043B (zh) * | 2014-08-28 | 2016-08-24 | 南京赛达机械制造有限公司 | 一种汽轮机叶片用耐冲击不锈钢及其生产工艺 |
| KR101648271B1 (ko) * | 2014-11-26 | 2016-08-12 | 주식회사 포스코 | 항균성이 우수한 고경도 마르텐사이트계 스테인리스강 및 이의 제조방법 |
| CN105200323A (zh) * | 2015-10-28 | 2015-12-30 | 上海大学兴化特种不锈钢研究院 | 具有抗感染性医疗外科器件用马氏体不锈钢 |
| JP6866692B2 (ja) * | 2016-03-11 | 2021-04-28 | 大同特殊鋼株式会社 | 金型用鋼及び金型 |
| JP6365963B2 (ja) * | 2016-07-06 | 2018-08-01 | 日立金属株式会社 | 燃料噴射部材用マルテンサイト系ステンレス鋼及びそれを用いた燃料噴射部材 |
| CN106947922A (zh) * | 2017-03-13 | 2017-07-14 | 浙江工贸职业技术学院 | 一种马氏体钢及其结构硬化处理方法 |
| SE541151C2 (en) * | 2017-10-05 | 2019-04-16 | Uddeholms Ab | Stainless steel |
| JP2020050917A (ja) * | 2018-09-27 | 2020-04-02 | 日鉄ステンレス株式会社 | 冷間加工性に優れる高硬度・高耐食性用途のマルテンサイト系ステンレス鋼及びその製造方法 |
| JP7326957B2 (ja) * | 2019-07-22 | 2023-08-16 | 大同特殊鋼株式会社 | マルテンサイト系ステンレス鋼及び締結部材 |
| CN110923579A (zh) * | 2019-12-11 | 2020-03-27 | 上大新材料(泰州)研究院有限公司 | 韧性和耐蚀性均优于9Cr18MoV的刀具用高钼马氏体不锈钢和方法 |
| JP6888146B1 (ja) * | 2020-03-27 | 2021-06-16 | 日立Astemo株式会社 | 直噴式燃料噴射弁 |
Family Cites Families (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP3262994B2 (ja) * | 1996-10-16 | 2002-03-04 | 山陽特殊製鋼株式会社 | 焼入性に優れた高硬度ステンレス鋼 |
| JP2000337389A (ja) * | 1999-03-19 | 2000-12-05 | Nsk Ltd | 転がり軸受 |
| JP2001049399A (ja) * | 1999-08-06 | 2001-02-20 | Hitachi Metals Ltd | 耐孔食性の優れた高硬度マルテンサイト系ステンレス鋼 |
| JP4427790B2 (ja) * | 2004-06-04 | 2010-03-10 | 大同特殊鋼株式会社 | マルテンサイト系ステンレス鋼 |
-
2006
- 2006-04-07 JP JP2006106101A patent/JP4952888B2/ja active Active
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US11215230B2 (en) | 2016-02-19 | 2022-01-04 | Jtekt Corporation | Rolling slide member, rolling bearing using same, and method for manufacturing rolling slide member |
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