JPH027390B2 - - Google Patents
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- JPH027390B2 JPH027390B2 JP60016089A JP1608985A JPH027390B2 JP H027390 B2 JPH027390 B2 JP H027390B2 JP 60016089 A JP60016089 A JP 60016089A JP 1608985 A JP1608985 A JP 1608985A JP H027390 B2 JPH027390 B2 JP H027390B2
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- Braking Arrangements (AREA)
Description
(イ) 産業上の利用分野
本発明は、オートバイデイスクブレーキ用など
焼き入れ硬化と耐食性が要求されるマルテンサイ
ト系ステンレス鋼に関するもので、焼入れ性と耐
銹性の改善を目的としたものである。 (ロ) 従来の技術 マルテンサイト系ステンレス鋼は、焼入れ硬化
が可能であることから、耐食性が必要な強度部品
に広く使用されている。特に、オートバイデイス
クブレーキには十分な耐銹性と耐摩耗性が要求さ
れることから、主としてSUS420J1鋼や
SUS420J2鋼を焼入れ焼戻しして使用している。
しかし近年、低炭素マルテンサイト系ステンレス
鋼を用いて焼戻し処理をすることなく使用可能な
材料が特開昭57−198249号公報や特開昭59−
70748号公報に提案されている。即ち、鋼中の
Mnを増量してオーステナイト相を確保した上で
ＣおよびＮの含有量を制御して所定の硬さを得る
方法であり、製造工程が簡略化される上に焼戻し
によるCr炭化物の析出がないことからCr欠乏相
が生成せず耐食性の劣化がないという利点があ
る。 しかし、これらの方法においてはオーステナイ
ト相を確保するためにCrはせいぜい13％程度ま
でしか上げられないため、他のオートバイ部品に
比べて耐銹性のレベルは低くせざるを得なかつ
た。また、硬さをＣとＮの含有量の和で制御する
ために焼き入れ時にＣとＮの析出物（炭化物、窒
化物）を全て固溶させる必要があり、硬さを確保
するためには溶体化時間を十分に確保するか溶体
化温度を必要以上に上げざるを得なかつた。 (ハ) 発明が解決しようとする問題点 本発明は、低炭素全面マルテンサイト相を活用
した鋼において以上の欠点即ち耐銹性のレベルが
低い点および比較的長時間の焼入れ溶体化時間を
確保せざるを得ない点を解決すべくなされたもの
である。 (ニ) 問題点を解決するための手段 まず、本発明者らは低炭素マルテンサイト系ス
テンレス鋼において耐銹性に及ぼす合金元素の影
響を検討し、耐銹性向上のためにはMnの低下が
必要であることを見いだした。この理由を詳細に
検討したところ、Mnは耐銹性を著しく劣化させ
るMnSを生成し易いためであることが判明した。
MnSの悪影響を除くためには、例えば直接Ｓを
低減することや（特開昭57−198249号公報）、Ti
を添加してＳを化学的に固定する方法（特開昭57
−198249号公報）が提案されている。しかしこれ
らの方法は、著しくコストがかかつたり、本発明
の必須条件である全面をオーステナイト相にする
合金設計に反するなど、本発明には適用できない
ものである。本発明者らはこれに対して、他の合
金元素によつてＳを安定化する方法を検討したと
ころ、Cuが有効であることを見いだした。即ち、
CuはMnに先だつてＳと反応しなおかつ反応生成
物のCuSはMnSとは異なり化学的に安定で発銹
の起点とならないのである。 次に、本発明者らは焼入れ性、特に焼入れ溶体
化時間に及ぼす炭化物、窒化物のサイズや形状の
影響を検討した結果、溶体化に最も時間の要する
析出物の形状は、0.5μｍ以上の球状を呈したもの
であり、次いでそれより小さい球状析出物が溶体
化しにくく針状の析出物は最も容易に短時間で固
溶することを見いだした。 以下に調査結果に基づいて詳細に説明する。第
１図Ａは、第１表のNo.１に示した鋼の焼入れ処理
直前の抽出レプリカによる析出物の電子顕微鏡写
真である。焼き入れ処理前の試料には、粗大な球
状析出物と針状の析出物が多数認められる。電子
線回折の結果、粗大な球状析出物はM25C6タイプ
の結晶であり、針状の析出物はβ−Cr2Nタイプ
の構造であつた。そして、それぞれの結晶中には
ＣあるいはＮだけでなく、いずれもＣ、Ｎの両者
が固溶しており、どちらの析出物も結晶構造は異
なつても炭窒化物であると言うことができる。 第１図Ｂは、同じ鋼の950℃−1minの焼入れ処
理直後の抽出レプリカによる析出物の電子顕微鏡
写真である。焼入れ溶体化処理を実施しているが
焼入れ前の析出物は完全には溶けきつておらず、
一部に未固溶のままで残留していることが認めら
れる。そして、特徴的なのは未固溶の析出物は全
て球状析出物である点である。このように球状析
出物は針状の析出物に比べて溶体化しにくいこと
が確認された。 さらに、この知見に基づき鋼中のＣやＮの含有
量と析出する炭窒化物の結晶系との関係を検討し
た結果、Ｃが0.10％以下の場合、Ｎが0.03％以上
含有していると主として針状のβ−Cr2Nタイプ
の炭窒化物が析出することが判明した。 本発明は、以上の知見に基づいてなされたもの
である。 次に、本発明の限定理由を示す。 Ｃは、焼入れ後所定の硬度を得るためには必須
の元素であり、要求される硬度レベルに応じてＮ
と組み合わせて添加する。しかし、0.10％を超え
て添加するといわゆる焼戻し材で得られる硬度レ
ベル以上の硬度となり、本発明の目的とする焼戻
し不要型のマルテンサイト系ステンレス鋼の範疇
をはずれることから上限とした。また0.04％未満
では、焼入れ後の硬度が低すぎるので下限とし
た。 Ｎは、Ｃと同様に焼入れ後所定の硬度を得るた
めには必須の元素であり、要求される硬度レベル
に応じてＣと組み合わせて添加する。この場合、
0.03％未満では固溶しやすい針状のβ−Cr2Nタ
イプの炭窒化物が主として析出せず固溶しにくい
M23C6タイプの球状炭窒化物が主として析出する
ことから、0.03％を下限とした。また、0.07％を
超える添加は製造技術的に困難であるだけでな
く、溶接などが著しく困難となるので上限とし
た。 Mnは、多量に添加すると耐銹性を劣化させる
ので1.2％を上限とし、0.5％未満では焼入れ溶体
化処理により全面オーステナイト相とすることが
困難となるので0.5％を下限とした。 Ｓは、多量に含まれるとたとえ前述したような
Cuの効果が得られても耐食性の劣化につながる
ので、上限を0.01％とした。 Crは、10％未満ではステンレス鋼としての基
本的な耐食性に欠けるので下限とし、15％を超え
て添加すると焼入れ溶体化処理により全面オース
テナイト相とすることが困難となるばかりでな
く、Cu添加による耐銹性向上の効果が無駄とな
り生かされないので15％を上限とした。 Niは、焼入れ溶体化処理により全面オーステ
ナイト相とする点からは有利な添加元素であるの
で、技術的には添加量は限定されないが、コスト
的に不利であるので上限を0.6％とした。 Cuは、本発明における主要な元素の一つであ
るが、ＳをCuSとして固定するためには0.3％以
上の添加が必要であるので下限とした。また、
Cuも焼入れ溶体化処理により全面オーステナイ
ト相とする点からは有利な添加元素であるので、
技術的には添加量の上限は限定されないが、1.0
％を超えて添加するとコスト的に不利な上に熱間
加工性が低下するので１，０％を上限とした。 (ホ) 作用 以上示したように本発明においては、Mnを低
減しCuを添加することによつてＳの耐銹性に及
ぼす悪影響を防止すると同時に、焼入れ溶体化処
理により全面をオーステナイト相とし完全焼入れ
を可能ならしめたものであり、それに加えてＣの
代わりにＮを積極的に添加して焼入れ溶体化を促
進したものである。この結果、全面をオーステナ
イト相とするためのMn多量添加によつて犠性に
せざるを得なかつた耐銹性の劣化を防止すること
が可能となり、なおかつ焼入れ溶体化が容易にな
ることから焼入れ処理のバラツキに起因する焼き
入れ硬度の精度不良は解消するととなつた。 (ヘ) 実施例 第１表のNo.１〜４および６に示した化学組成の
鋼を、溶解後６mm厚に熱間圧延し次いで軟化焼鈍
した後、種々の条件で焼入れ処理を行なつた。但
し、No.６の鋼のみ焼き戻し処理を加えた。この材
料の硬度および耐銹性を、ロツクウエル硬度と
24HRの加速型塩水噴霧試験で評価した。加速型
塩水噴霧試験は、JIS−Z2371に規定された塩水
噴霧試験方法において噴霧溶液中に過酸化水素を
添加した塩水噴霧試験である。この結果を、焼入
れ条件とともに第２表に示した。本発明鋼は、
900〜1100℃の広い範囲でHRCのバラツキが±１
以下と非常に安定した焼入れ硬度を示し、耐銹性
も良好であることがわかる。 第１表のNo.１およびNo.５に示した化学組成の鋼
を同じく溶解、熱間圧延、軟化焼鈍後、950℃に
て焼入れ、溶体化時間を変えて焼入れ処理を行な
つた。これらの材料のクロツクウエル硬度の測定
結果を、第２図に示した。No.１の本発明鋼は、保
定時間10sec以上でほぼ完全焼入れとなり安定し
た硬さを示すことがわかる。これに対して、比較
に用いたNo.５の鋼は保定時間が60secまででは十
分な硬度が得られず、不完全焼入れで固溶が不十
分であつたことが推定される。
焼き入れ硬化と耐食性が要求されるマルテンサイ
ト系ステンレス鋼に関するもので、焼入れ性と耐
銹性の改善を目的としたものである。 (ロ) 従来の技術 マルテンサイト系ステンレス鋼は、焼入れ硬化
が可能であることから、耐食性が必要な強度部品
に広く使用されている。特に、オートバイデイス
クブレーキには十分な耐銹性と耐摩耗性が要求さ
れることから、主としてSUS420J1鋼や
SUS420J2鋼を焼入れ焼戻しして使用している。
しかし近年、低炭素マルテンサイト系ステンレス
鋼を用いて焼戻し処理をすることなく使用可能な
材料が特開昭57−198249号公報や特開昭59−
70748号公報に提案されている。即ち、鋼中の
Mnを増量してオーステナイト相を確保した上で
ＣおよびＮの含有量を制御して所定の硬さを得る
方法であり、製造工程が簡略化される上に焼戻し
によるCr炭化物の析出がないことからCr欠乏相
が生成せず耐食性の劣化がないという利点があ
る。 しかし、これらの方法においてはオーステナイ
ト相を確保するためにCrはせいぜい13％程度ま
でしか上げられないため、他のオートバイ部品に
比べて耐銹性のレベルは低くせざるを得なかつ
た。また、硬さをＣとＮの含有量の和で制御する
ために焼き入れ時にＣとＮの析出物（炭化物、窒
化物）を全て固溶させる必要があり、硬さを確保
するためには溶体化時間を十分に確保するか溶体
化温度を必要以上に上げざるを得なかつた。 (ハ) 発明が解決しようとする問題点 本発明は、低炭素全面マルテンサイト相を活用
した鋼において以上の欠点即ち耐銹性のレベルが
低い点および比較的長時間の焼入れ溶体化時間を
確保せざるを得ない点を解決すべくなされたもの
である。 (ニ) 問題点を解決するための手段 まず、本発明者らは低炭素マルテンサイト系ス
テンレス鋼において耐銹性に及ぼす合金元素の影
響を検討し、耐銹性向上のためにはMnの低下が
必要であることを見いだした。この理由を詳細に
検討したところ、Mnは耐銹性を著しく劣化させ
るMnSを生成し易いためであることが判明した。
MnSの悪影響を除くためには、例えば直接Ｓを
低減することや（特開昭57−198249号公報）、Ti
を添加してＳを化学的に固定する方法（特開昭57
−198249号公報）が提案されている。しかしこれ
らの方法は、著しくコストがかかつたり、本発明
の必須条件である全面をオーステナイト相にする
合金設計に反するなど、本発明には適用できない
ものである。本発明者らはこれに対して、他の合
金元素によつてＳを安定化する方法を検討したと
ころ、Cuが有効であることを見いだした。即ち、
CuはMnに先だつてＳと反応しなおかつ反応生成
物のCuSはMnSとは異なり化学的に安定で発銹
の起点とならないのである。 次に、本発明者らは焼入れ性、特に焼入れ溶体
化時間に及ぼす炭化物、窒化物のサイズや形状の
影響を検討した結果、溶体化に最も時間の要する
析出物の形状は、0.5μｍ以上の球状を呈したもの
であり、次いでそれより小さい球状析出物が溶体
化しにくく針状の析出物は最も容易に短時間で固
溶することを見いだした。 以下に調査結果に基づいて詳細に説明する。第
１図Ａは、第１表のNo.１に示した鋼の焼入れ処理
直前の抽出レプリカによる析出物の電子顕微鏡写
真である。焼き入れ処理前の試料には、粗大な球
状析出物と針状の析出物が多数認められる。電子
線回折の結果、粗大な球状析出物はM25C6タイプ
の結晶であり、針状の析出物はβ−Cr2Nタイプ
の構造であつた。そして、それぞれの結晶中には
ＣあるいはＮだけでなく、いずれもＣ、Ｎの両者
が固溶しており、どちらの析出物も結晶構造は異
なつても炭窒化物であると言うことができる。 第１図Ｂは、同じ鋼の950℃−1minの焼入れ処
理直後の抽出レプリカによる析出物の電子顕微鏡
写真である。焼入れ溶体化処理を実施しているが
焼入れ前の析出物は完全には溶けきつておらず、
一部に未固溶のままで残留していることが認めら
れる。そして、特徴的なのは未固溶の析出物は全
て球状析出物である点である。このように球状析
出物は針状の析出物に比べて溶体化しにくいこと
が確認された。 さらに、この知見に基づき鋼中のＣやＮの含有
量と析出する炭窒化物の結晶系との関係を検討し
た結果、Ｃが0.10％以下の場合、Ｎが0.03％以上
含有していると主として針状のβ−Cr2Nタイプ
の炭窒化物が析出することが判明した。 本発明は、以上の知見に基づいてなされたもの
である。 次に、本発明の限定理由を示す。 Ｃは、焼入れ後所定の硬度を得るためには必須
の元素であり、要求される硬度レベルに応じてＮ
と組み合わせて添加する。しかし、0.10％を超え
て添加するといわゆる焼戻し材で得られる硬度レ
ベル以上の硬度となり、本発明の目的とする焼戻
し不要型のマルテンサイト系ステンレス鋼の範疇
をはずれることから上限とした。また0.04％未満
では、焼入れ後の硬度が低すぎるので下限とし
た。 Ｎは、Ｃと同様に焼入れ後所定の硬度を得るた
めには必須の元素であり、要求される硬度レベル
に応じてＣと組み合わせて添加する。この場合、
0.03％未満では固溶しやすい針状のβ−Cr2Nタ
イプの炭窒化物が主として析出せず固溶しにくい
M23C6タイプの球状炭窒化物が主として析出する
ことから、0.03％を下限とした。また、0.07％を
超える添加は製造技術的に困難であるだけでな
く、溶接などが著しく困難となるので上限とし
た。 Mnは、多量に添加すると耐銹性を劣化させる
ので1.2％を上限とし、0.5％未満では焼入れ溶体
化処理により全面オーステナイト相とすることが
困難となるので0.5％を下限とした。 Ｓは、多量に含まれるとたとえ前述したような
Cuの効果が得られても耐食性の劣化につながる
ので、上限を0.01％とした。 Crは、10％未満ではステンレス鋼としての基
本的な耐食性に欠けるので下限とし、15％を超え
て添加すると焼入れ溶体化処理により全面オース
テナイト相とすることが困難となるばかりでな
く、Cu添加による耐銹性向上の効果が無駄とな
り生かされないので15％を上限とした。 Niは、焼入れ溶体化処理により全面オーステ
ナイト相とする点からは有利な添加元素であるの
で、技術的には添加量は限定されないが、コスト
的に不利であるので上限を0.6％とした。 Cuは、本発明における主要な元素の一つであ
るが、ＳをCuSとして固定するためには0.3％以
上の添加が必要であるので下限とした。また、
Cuも焼入れ溶体化処理により全面オーステナイ
ト相とする点からは有利な添加元素であるので、
技術的には添加量の上限は限定されないが、1.0
％を超えて添加するとコスト的に不利な上に熱間
加工性が低下するので１，０％を上限とした。 (ホ) 作用 以上示したように本発明においては、Mnを低
減しCuを添加することによつてＳの耐銹性に及
ぼす悪影響を防止すると同時に、焼入れ溶体化処
理により全面をオーステナイト相とし完全焼入れ
を可能ならしめたものであり、それに加えてＣの
代わりにＮを積極的に添加して焼入れ溶体化を促
進したものである。この結果、全面をオーステナ
イト相とするためのMn多量添加によつて犠性に
せざるを得なかつた耐銹性の劣化を防止すること
が可能となり、なおかつ焼入れ溶体化が容易にな
ることから焼入れ処理のバラツキに起因する焼き
入れ硬度の精度不良は解消するととなつた。 (ヘ) 実施例 第１表のNo.１〜４および６に示した化学組成の
鋼を、溶解後６mm厚に熱間圧延し次いで軟化焼鈍
した後、種々の条件で焼入れ処理を行なつた。但
し、No.６の鋼のみ焼き戻し処理を加えた。この材
料の硬度および耐銹性を、ロツクウエル硬度と
24HRの加速型塩水噴霧試験で評価した。加速型
塩水噴霧試験は、JIS−Z2371に規定された塩水
噴霧試験方法において噴霧溶液中に過酸化水素を
添加した塩水噴霧試験である。この結果を、焼入
れ条件とともに第２表に示した。本発明鋼は、
900〜1100℃の広い範囲でHRCのバラツキが±１
以下と非常に安定した焼入れ硬度を示し、耐銹性
も良好であることがわかる。 第１表のNo.１およびNo.５に示した化学組成の鋼
を同じく溶解、熱間圧延、軟化焼鈍後、950℃に
て焼入れ、溶体化時間を変えて焼入れ処理を行な
つた。これらの材料のクロツクウエル硬度の測定
結果を、第２図に示した。No.１の本発明鋼は、保
定時間10sec以上でほぼ完全焼入れとなり安定し
た硬さを示すことがわかる。これに対して、比較
に用いたNo.５の鋼は保定時間が60secまででは十
分な硬度が得られず、不完全焼入れで固溶が不十
分であつたことが推定される。
【表】
【表】
【表】
(ト) 発明の効果
以上示したとおり、本発明鋼は耐銹性を劣化さ
せることなく、かつ広い温度範囲でまた短時間の
溶体化によつて完全焼入れが可能であり、所定の
硬度を得ることができる。その結果工業規模での
焼入れ処理では必然的に存在する条件のバラツキ
に起因する焼入れ硬度の精度不良は解消するな
ど、工業的な利点は大きい。
せることなく、かつ広い温度範囲でまた短時間の
溶体化によつて完全焼入れが可能であり、所定の
硬度を得ることができる。その結果工業規模での
焼入れ処理では必然的に存在する条件のバラツキ
に起因する焼入れ硬度の精度不良は解消するな
ど、工業的な利点は大きい。
第１図Ａは、第１表に示した鋼の焼入れ処理直
前の、またＢは、同じ鋼の950℃−1minの焼入れ
処理直後の抽出レプリカによる析出物の金属組織
電子顕微鏡写真である。第２図は、本発明鋼およ
び比較鋼の焼入れ硬度に及ぼす焼入れ溶体化時間
の影響を示す図である。
前の、またＢは、同じ鋼の950℃−1minの焼入れ
処理直後の抽出レプリカによる析出物の金属組織
電子顕微鏡写真である。第２図は、本発明鋼およ
び比較鋼の焼入れ硬度に及ぼす焼入れ溶体化時間
の影響を示す図である。
Claims (1)
- １ Ｃ：0.04〜0.10％、Ｎ：0.03〜0.07％、Si：
0.5％以下、Mn：0.5〜1.2％、Ｓ：0.01％以下、
Cr：10〜15％、Ni：0.6％以下、Cu：0.3〜1.0％
を含み、残部Feおよび不可避不純物からなるこ
とを特徴とする焼入れ性と耐銹性の優れた低炭素
マルテンサイト系ステンレス鋼。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1608985A JPS61174361A (ja) | 1985-01-30 | 1985-01-30 | 焼入れ性と耐銹性の優れた低炭素マルテンサイト系ステンレス鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1608985A JPS61174361A (ja) | 1985-01-30 | 1985-01-30 | 焼入れ性と耐銹性の優れた低炭素マルテンサイト系ステンレス鋼 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS61174361A JPS61174361A (ja) | 1986-08-06 |
| JPH027390B2 true JPH027390B2 (ja) | 1990-02-16 |
Family
ID=11906797
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP1608985A Granted JPS61174361A (ja) | 1985-01-30 | 1985-01-30 | 焼入れ性と耐銹性の優れた低炭素マルテンサイト系ステンレス鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS61174361A (ja) |
Cited By (1)
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-
1985
- 1985-01-30 JP JP1608985A patent/JPS61174361A/ja active Granted
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Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS61174361A (ja) | 1986-08-06 |
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