JPH0559430A - 冷間鍛造用マルテンサイト系ステンレス鋼の製造方法 - Google Patents
冷間鍛造用マルテンサイト系ステンレス鋼の製造方法Info
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- JPH0559430A JPH0559430A JP25051191A JP25051191A JPH0559430A JP H0559430 A JPH0559430 A JP H0559430A JP 25051191 A JP25051191 A JP 25051191A JP 25051191 A JP25051191 A JP 25051191A JP H0559430 A JPH0559430 A JP H0559430A
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Abstract
(57)【要約】
【構成】 重量比にしてC:0.40超〜1.20% 、Si:1.00%以
下、Mn:1.00%以下、S:0.015%以下、Cr:12.0 〜18.0% を
含有し、さらに必要に応じてMo:0.05 〜1.50% 、Ti:0.0
1 〜0.20% 、V:0.01〜0.20% 、Nb:0.01 〜0.20% のうち
１種または２種以上を含有し、残部がFeならびに不純物
元素からなる鋼を、 800〜 950℃の温度に加熱し、２〜
16時間保持した後、５〜50℃/hr の速度で 600℃〜Ar1
変態点の温度まで冷却するという熱処理を２回以上繰返
し施すことを特徴とする冷間鍛造用マルテンサイト系ス
テンレス鋼の製造方法。 【効果】 Ar1 変態点の上下で加熱冷却を２回以上繰返
し施すという新しい熱処理により、SUS440A 、SUS440B
、SUS440C の焼鈍後の引張強さをJIS に規定された熱
処理を施した場合に比べ10kgf/mm2 程度低下させた。そ
の結果, 通常では実質不可能な冷間鍛造による部品成形
が可能になった。
下、Mn:1.00%以下、S:0.015%以下、Cr:12.0 〜18.0% を
含有し、さらに必要に応じてMo:0.05 〜1.50% 、Ti:0.0
1 〜0.20% 、V:0.01〜0.20% 、Nb:0.01 〜0.20% のうち
１種または２種以上を含有し、残部がFeならびに不純物
元素からなる鋼を、 800〜 950℃の温度に加熱し、２〜
16時間保持した後、５〜50℃/hr の速度で 600℃〜Ar1
変態点の温度まで冷却するという熱処理を２回以上繰返
し施すことを特徴とする冷間鍛造用マルテンサイト系ス
テンレス鋼の製造方法。 【効果】 Ar1 変態点の上下で加熱冷却を２回以上繰返
し施すという新しい熱処理により、SUS440A 、SUS440B
、SUS440C の焼鈍後の引張強さをJIS に規定された熱
処理を施した場合に比べ10kgf/mm2 程度低下させた。そ
の結果, 通常では実質不可能な冷間鍛造による部品成形
が可能になった。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明はシャフト、ベアリング、
摺動部品等の耐摩耗性が要求される部位に用いられ、か
つ優れた耐食性を有する冷間鍛造用マルテンサイト系ス
テンレス鋼の製造方法に関する。
摺動部品等の耐摩耗性が要求される部位に用いられ、か
つ優れた耐食性を有する冷間鍛造用マルテンサイト系ス
テンレス鋼の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】シャフト、ベアリング、摺動部品等の他
の部品と擦りあいながら使用され、かつ耐食性が要求さ
れる部品には、ステンレス鋼の中でも最も高い強度が得
られるSUS440A 、SUS440B 、SUS440C等の炭素含有量の
高いマルテンサイト系ステンレス鋼が使用されている。
これらの材料は、焼鈍状態で目的とする形状に加工さ
れ、その後焼入焼もどしにより高い強度を付与して使用
されている。
の部品と擦りあいながら使用され、かつ耐食性が要求さ
れる部品には、ステンレス鋼の中でも最も高い強度が得
られるSUS440A 、SUS440B 、SUS440C等の炭素含有量の
高いマルテンサイト系ステンレス鋼が使用されている。
これらの材料は、焼鈍状態で目的とする形状に加工さ
れ、その後焼入焼もどしにより高い強度を付与して使用
されている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】前記したSUS440A 、SU
S440B 、SUS440C 等の高炭素マルテンサイト系ステンレ
ス鋼は、焼入焼もどし状態にて HRC54以上の極めて高い
硬さが得られる反面、JISG4303に規定され通常行われて
いる焼鈍条件である 800〜 920℃に加熱後徐冷という熱
処理方法では、引張強さが70kgf/mm2 以上となり、冷間
鍛造等の塑性加工による成形方法はほとんど不可能な状
態であった。そのため、切削加工のような生産性の悪い
加工方法に頼らざるを得ず、適用の妨げになっているの
が現状であった。
S440B 、SUS440C 等の高炭素マルテンサイト系ステンレ
ス鋼は、焼入焼もどし状態にて HRC54以上の極めて高い
硬さが得られる反面、JISG4303に規定され通常行われて
いる焼鈍条件である 800〜 920℃に加熱後徐冷という熱
処理方法では、引張強さが70kgf/mm2 以上となり、冷間
鍛造等の塑性加工による成形方法はほとんど不可能な状
態であった。そのため、切削加工のような生産性の悪い
加工方法に頼らざるを得ず、適用の妨げになっているの
が現状であった。
【０００４】本発明は、前記した問題点を解決すべくな
されたもので、冷間鍛造等の塑性加工が可能な程度まで
硬さを低減できる新しい熱処理方法を提供して、前記マ
ルテンサイト系ステンレス鋼の適用範囲拡大を可能にす
ることを目的とする。
されたもので、冷間鍛造等の塑性加工が可能な程度まで
硬さを低減できる新しい熱処理方法を提供して、前記マ
ルテンサイト系ステンレス鋼の適用範囲拡大を可能にす
ることを目的とする。
【０００５】
【課題を解決するための手段】本発明者等は前記鋼の焼
鈍硬さを効率良く低下させることのできる焼鈍条件につ
いて様々の条件にて検討を重ねた結果、以下の知見を得
ることにより本発明を得た。
鈍硬さを効率良く低下させることのできる焼鈍条件につ
いて様々の条件にて検討を重ねた結果、以下の知見を得
ることにより本発明を得た。
【０００６】すなわち、A1変態点直上の温度に加熱保持
し、その後A1変態点直下の温度に冷却し、再度変態点直
上の温度に加熱保持するという処理を繰返すと、炭化物
の粗分散化が進み、一様に分散した球状炭化物が得ら
れ、その結果、引張強さの低下に効果が大きいことを見
出した。
し、その後A1変態点直下の温度に冷却し、再度変態点直
上の温度に加熱保持するという処理を繰返すと、炭化物
の粗分散化が進み、一様に分散した球状炭化物が得ら
れ、その結果、引張強さの低下に効果が大きいことを見
出した。
【０００７】また、結晶粒度についても、加熱保持時
間、加熱温度を適切に設定することにより、限界加工率
が高く、強度の点でも最適な７〜10程度の粒度に容易に
調節できることを確認した。
間、加熱温度を適切に設定することにより、限界加工率
が高く、強度の点でも最適な７〜10程度の粒度に容易に
調節できることを確認した。
【０００８】以上得られた知見を基に最適な熱処理条件
を模索した結果、同一の鋼を熱処理した場合でも、従来
のJIS で規定された熱処理方法に比べ約10kgf/mm2 程度
引張強さを低下できる熱処理条件を見出し、SUS440A 、
SUS440B 、SUS440C の熱処理後の引張強さを冷間鍛造が
可能な67kgf/mm2 以下に抑えることに成功したものであ
る。
を模索した結果、同一の鋼を熱処理した場合でも、従来
のJIS で規定された熱処理方法に比べ約10kgf/mm2 程度
引張強さを低下できる熱処理条件を見出し、SUS440A 、
SUS440B 、SUS440C の熱処理後の引張強さを冷間鍛造が
可能な67kgf/mm2 以下に抑えることに成功したものであ
る。
【０００９】また、SUS440A 、SUS440B 、SUS440C の焼
入焼もどし状態における強度、耐摩耗性の向上について
検討を加えた結果、Mo、Ti、V 、Nbを少量添加すると、
焼鈍時の引張強さにほとんど影響を与えることなく、強
度、耐摩耗性向上に効果のあることも見出したものであ
る。
入焼もどし状態における強度、耐摩耗性の向上について
検討を加えた結果、Mo、Ti、V 、Nbを少量添加すると、
焼鈍時の引張強さにほとんど影響を与えることなく、強
度、耐摩耗性向上に効果のあることも見出したものであ
る。
【００１０】以上の知見のもとに得られた本発明の第１
発明は、重量比にしてC:0.40超〜1.20% 、Si:1.00%以
下、Mn:1.00%以下、S:0.015%以下、Cr:12.0 〜18.0% を
含有し、残部がFeならびに不純物元素からなる鋼を、 8
00〜 950℃の温度に加熱し、２〜16時間保持した後、５
〜50℃/hr の速度で 600℃〜Ar1 変態点の温度まで冷却
するという熱処理を２回以上繰返し施すことを特徴とす
る冷間鍛造用マルテンサイト系ステンレス鋼の製造方法
であり、第２発明は、前記第１発明対象鋼にさらにMo:
0.05 〜1.50% 、Ti:0.01 〜0.20% 、V:0.01〜0.20% 、N
b:0.01 〜0.20% のうち１種または２種以上を含有さ
せ、焼入焼もどし状態における強度、耐摩耗性を第１発
明に比べさらに改善したものである。
発明は、重量比にしてC:0.40超〜1.20% 、Si:1.00%以
下、Mn:1.00%以下、S:0.015%以下、Cr:12.0 〜18.0% を
含有し、残部がFeならびに不純物元素からなる鋼を、 8
00〜 950℃の温度に加熱し、２〜16時間保持した後、５
〜50℃/hr の速度で 600℃〜Ar1 変態点の温度まで冷却
するという熱処理を２回以上繰返し施すことを特徴とす
る冷間鍛造用マルテンサイト系ステンレス鋼の製造方法
であり、第２発明は、前記第１発明対象鋼にさらにMo:
0.05 〜1.50% 、Ti:0.01 〜0.20% 、V:0.01〜0.20% 、N
b:0.01 〜0.20% のうち１種または２種以上を含有さ
せ、焼入焼もどし状態における強度、耐摩耗性を第１発
明に比べさらに改善したものである。
【００１１】次に、本発明の冷間鍛造用マルテンサイト
系ステンレス鋼の製造方法の対象鋼成分限定理由につい
て説明する。
系ステンレス鋼の製造方法の対象鋼成分限定理由につい
て説明する。
【００１２】C:0.40超〜1.20% C は強度を確保するために必要な元素であり、焼入焼も
どし後に優れた強度を得るためには、0.40% を超えて含
有させることが必要である。しかし、増加しすぎると焼
鈍状態の強度が上昇するとともに冷鍛割れを生じやすく
なるので、上限を1.20% とした。
どし後に優れた強度を得るためには、0.40% を超えて含
有させることが必要である。しかし、増加しすぎると焼
鈍状態の強度が上昇するとともに冷鍛割れを生じやすく
なるので、上限を1.20% とした。
【００１３】Si:1.00%以下 Siは脱酸に効果のある元素であるが、固溶強化により強
度が増加し、冷鍛性を低下する元素でもあるので、上限
を1.00% とした。従って、冷鍛性の向上を図るために
は、0.30% 以下とするのが望ましい。
度が増加し、冷鍛性を低下する元素でもあるので、上限
を1.00% とした。従って、冷鍛性の向上を図るために
は、0.30% 以下とするのが望ましい。
【００１４】Mn:1.00%以下 MnはSiと同様に脱酸に効果のある元素とともに、固溶強
化により強度を上昇させ、冷鍛性を低下する元素でもあ
る。よって、多量の含有は望ましくないので、上限を1.
00% とした。従って、Siと同様に冷鍛性の向上を図るた
めにはできるだけ低下する必要があり、0.40% 以下とす
るのが望ましい。
化により強度を上昇させ、冷鍛性を低下する元素でもあ
る。よって、多量の含有は望ましくないので、上限を1.
00% とした。従って、Siと同様に冷鍛性の向上を図るた
めにはできるだけ低下する必要があり、0.40% 以下とす
るのが望ましい。
【００１５】S:0.015%以下 S は冷間鍛造時、割れの起点となるMnS を生成し、冷鍛
性を著しく低下させるとともに、耐食性をも劣化させる
元素であり、上限を0.015%とした。特に冷鍛性を重視す
る場合には0.005%以下とするのが望ましい。
性を著しく低下させるとともに、耐食性をも劣化させる
元素であり、上限を0.015%とした。特に冷鍛性を重視す
る場合には0.005%以下とするのが望ましい。
【００１６】Cr:12.00〜18.00% Crは本発明対象鋼においてステンレス鋼としての優れた
耐食性を付与する基本元素であり、12.00%以上の含有が
必要である。しかし、Crは強力なフェライト生成元素で
あり、多量に含有させると焼入性を損なうので、その上
限を18.00%とした。
耐食性を付与する基本元素であり、12.00%以上の含有が
必要である。しかし、Crは強力なフェライト生成元素で
あり、多量に含有させると焼入性を損なうので、その上
限を18.00%とした。
【００１７】Mo:0.05〜1.50% 、Ti:0.01 〜0.20% 、V:
0.01〜0.20% 、Nb:0.01 〜0.20% のうち１種または２種
以上。 Mo、Ti、V 、Nbは少量の添加で焼入焼もどし状態におけ
る強度、耐摩耗性の改善に寄与する元素であり、必要に
応じて添加することにより強度を向上させることができ
る。前記効果を得るためには最低でもMoは0.05% 、Ti、
V 、Nbはそれぞれ0.01% の含有が必要である。しかし、
多量に含有させると焼入性を損なうので、上限をMoは1.
50% 、Ti、V 、Nbはそれぞれ0.20% とした。
0.01〜0.20% 、Nb:0.01 〜0.20% のうち１種または２種
以上。 Mo、Ti、V 、Nbは少量の添加で焼入焼もどし状態におけ
る強度、耐摩耗性の改善に寄与する元素であり、必要に
応じて添加することにより強度を向上させることができ
る。前記効果を得るためには最低でもMoは0.05% 、Ti、
V 、Nbはそれぞれ0.01% の含有が必要である。しかし、
多量に含有させると焼入性を損なうので、上限をMoは1.
50% 、Ti、V 、Nbはそれぞれ0.20% とした。
【００１８】次に本発明における熱処理条件の限定理由
について説明する。
について説明する。
【００１９】加熱温度を 800〜 950℃としたのは、優れ
た冷鍛性が得られるように、結晶粒度を７〜10の範囲に
制御し、一様に分散した球状炭化物を得て、硬さを効率
良く低下するために最適な温度であるからである。も
し、 800℃未満で熱処理すると、結晶粒が細かくなりす
ぎて強度が十分に低下せず、 950℃を越えると一様に分
散した球状炭化物が得られないため、結晶粒が粗大化し
て延性が低下し、絞りが低く冷間鍛造時に割れやすく加
工が困難になる。
た冷鍛性が得られるように、結晶粒度を７〜10の範囲に
制御し、一様に分散した球状炭化物を得て、硬さを効率
良く低下するために最適な温度であるからである。も
し、 800℃未満で熱処理すると、結晶粒が細かくなりす
ぎて強度が十分に低下せず、 950℃を越えると一様に分
散した球状炭化物が得られないため、結晶粒が粗大化し
て延性が低下し、絞りが低く冷間鍛造時に割れやすく加
工が困難になる。
【００２０】加熱保持時間を２〜16hrに限定したのは、
２hr未満では炭化物の球状化が不十分なため、焼鈍状態
における強度が高くなるためであり、逆に16hrを越える
と炭化物が粗大化しすぎ、強度は低下するが限界加工率
が改善されず、冷間鍛造時に割れやすくなり、却って冷
間加工が困難になるためである。
２hr未満では炭化物の球状化が不十分なため、焼鈍状態
における強度が高くなるためであり、逆に16hrを越える
と炭化物が粗大化しすぎ、強度は低下するが限界加工率
が改善されず、冷間鍛造時に割れやすくなり、却って冷
間加工が困難になるためである。
【００２１】冷却最終温度を 600℃〜Ar1 変態点の範囲
に限定したのは、冷却が不完全だと炭化物の粗分散化の
ために必要なγ→α＋炭化物の変態が完了しないためで
あり、変態が終了するとそれ以上に冷却しても組織に変
化がなく、再度加熱する場合には余分なエネルギーを消
費し、熱処理時間も長くなり、実用上適さないため、下
限を 600℃とした。なお、Ar1 変態点は本発明対象鋼の
場合 750℃程度となる。
に限定したのは、冷却が不完全だと炭化物の粗分散化の
ために必要なγ→α＋炭化物の変態が完了しないためで
あり、変態が終了するとそれ以上に冷却しても組織に変
化がなく、再度加熱する場合には余分なエネルギーを消
費し、熱処理時間も長くなり、実用上適さないため、下
限を 600℃とした。なお、Ar1 変態点は本発明対象鋼の
場合 750℃程度となる。
【００２２】冷却速度を５〜50℃/hr に限定したのは、
冷却速度が速すぎると、γ→α＋炭化物の変態が十分に
起こらないためであり、５℃/hr 未満の速度では熱処理
に時間がかかりすぎ、実用上適さなくなるためである。
冷却速度が速すぎると、γ→α＋炭化物の変態が十分に
起こらないためであり、５℃/hr 未満の速度では熱処理
に時間がかかりすぎ、実用上適さなくなるためである。
【００２３】加熱冷却回数は、回数を増加する程効果が
大きく、低い硬さを得ることができる。２回以上とした
のは、１回のみの実施では硬さ低減効果が十分に得られ
ないためである。また、本発明対象鋼は炭素量が高く、
硬さが低減しにくいので、３回以上実施することが望ま
しい。ただし回数を増加すると、熱処理時間が長くなり
生産性が低下するので、あらかじめ各熱処理設備毎に最
適な回数をテストして求めておくことが必要である。
大きく、低い硬さを得ることができる。２回以上とした
のは、１回のみの実施では硬さ低減効果が十分に得られ
ないためである。また、本発明対象鋼は炭素量が高く、
硬さが低減しにくいので、３回以上実施することが望ま
しい。ただし回数を増加すると、熱処理時間が長くなり
生産性が低下するので、あらかじめ各熱処理設備毎に最
適な回数をテストして求めておくことが必要である。
【００２４】
【実施例】本発明の実施例を比較例および従来例と比較
して説明し、本発明の特徴を明らかにする。表１は実施
例として使用した供試材の化学成分を示すものである。
して説明し、本発明の特徴を明らかにする。表１は実施
例として使用した供試材の化学成分を示すものである。
【００２５】
【表１】
【００２６】表１において、１〜13鋼は本発明対象鋼で
あり、１〜６鋼は第１発明、７〜13鋼は第２発明に該当
する鋼である。
あり、１〜６鋼は第１発明、７〜13鋼は第２発明に該当
する鋼である。
【００２７】表１に示した成分を有する供試材は、電気
炉で溶解し、熱間圧延により線径20mmの線材を製造する
ことにより準備した。この供試材を使用し、後述する条
件で熱処理（焼鈍）を施し、焼鈍状態における引張強
さ、絞り、結晶粒度を測定した。また、使用時の強度に
ついても評価するために、焼入状態における硬さおよび
焼入焼もどし状態における硬さを測定した。
炉で溶解し、熱間圧延により線径20mmの線材を製造する
ことにより準備した。この供試材を使用し、後述する条
件で熱処理（焼鈍）を施し、焼鈍状態における引張強
さ、絞り、結晶粒度を測定した。また、使用時の強度に
ついても評価するために、焼入状態における硬さおよび
焼入焼もどし状態における硬さを測定した。
【００２８】焼鈍処理は、前記供試材を後述する表２に
示す温度、時間の条件で保持し、 650℃まで冷却速度20
℃/hr で炉冷するという処理を３回繰返すことにより行
った。焼入処理は1050℃で１時間保持し、油冷すること
により行い、その後 180℃×1hr で空冷するという条件
で焼もどし処理し、強度特性の評価を行った。
示す温度、時間の条件で保持し、 650℃まで冷却速度20
℃/hr で炉冷するという処理を３回繰返すことにより行
った。焼入処理は1050℃で１時間保持し、油冷すること
により行い、その後 180℃×1hr で空冷するという条件
で焼もどし処理し、強度特性の評価を行った。
【００２９】引張強さ、絞りはJIS4号引張試験片を作成
し、島津製作所製25t オートグラフを使用し、引張速度
1mm/min にて測定した。
し、島津製作所製25t オートグラフを使用し、引張速度
1mm/min にて測定した。
【００３０】結晶粒度は、JISG0552に規定された鋼のフ
ェライト結晶粒度測定方法に基づき、粒度番号を測定し
た。
ェライト結晶粒度測定方法に基づき、粒度番号を測定し
た。
【００３１】なお、必要な耐食性が得られることの確認
をするために、焼もどし状態において、腐食減量を測定
した。腐食減量は、 5%NaCl-2%H2O2の40℃水溶液中に24
hr浸漬するという条件にて測定した。本試験条件の場合
3g/m2・hr以下であることが耐食性合格の目安となる。
をするために、焼もどし状態において、腐食減量を測定
した。腐食減量は、 5%NaCl-2%H2O2の40℃水溶液中に24
hr浸漬するという条件にて測定した。本試験条件の場合
3g/m2・hr以下であることが耐食性合格の目安となる。
【００３２】表２に前記方法にて測定した結果を示す。
【００３３】表２から明らかなように、本発明対象鋼で
ある１〜13鋼を本発明の方法にて処理した場合の特性
は、焼鈍後の引張強さが炭素量が0.5%程度の鋼で60kgf/
mm2 程度、炭素量が1%を越える鋼でも67kgf/mm2 以下、
絞り値が55％以上という冷間鍛造が十分可能なレベルま
で改善させることができた。また、焼入後及び焼入焼も
どし後の強度及び耐食性についても、従来方法に対して
焼鈍条件を変更した影響はなく、従来の焼鈍を施した場
合と同様に優れた結果を得ることができた。
ある１〜13鋼を本発明の方法にて処理した場合の特性
は、焼鈍後の引張強さが炭素量が0.5%程度の鋼で60kgf/
mm2 程度、炭素量が1%を越える鋼でも67kgf/mm2 以下、
絞り値が55％以上という冷間鍛造が十分可能なレベルま
で改善させることができた。また、焼入後及び焼入焼も
どし後の強度及び耐食性についても、従来方法に対して
焼鈍条件を変更した影響はなく、従来の焼鈍を施した場
合と同様に優れた結果を得ることができた。
【００３４】また、Mo、Ti、V 、Nbを含有した７〜13鋼
は、前記成分を含有していない１〜６鋼に比べ、焼鈍状
態における強度に影響を与えることなく、焼入状態及び
焼入焼もどし状態の強度を向上できることが確認でき
た。従って、特に厳しい耐摩耗性を要求される部品に有
効に使用することができる。
は、前記成分を含有していない１〜６鋼に比べ、焼鈍状
態における強度に影響を与えることなく、焼入状態及び
焼入焼もどし状態の強度を向上できることが確認でき
た。従って、特に厳しい耐摩耗性を要求される部品に有
効に使用することができる。
【００３５】次に、最適な焼鈍条件を明らかにするため
に、熱処理条件を変化させた時の焼鈍状態における特性
を調べた別の実施例を示す。
に、熱処理条件を変化させた時の焼鈍状態における特性
を調べた別の実施例を示す。
【００３６】表３は、表１に示した供試材のうち２、
３、４、６、８、10、12鋼を使用し、様々な焼鈍条件に
より熱処理した場合の引張強さ、硬さ、絞り、結晶粒
度、限界加工率を調べた結果を示したものであり、試験
No.1〜７は本発明に該当し、No.8〜13は部分的に本発明
の条件を満足しない比較例、 No.14、15はSUS440B 、SU
S440C に対しJIS で定められている通常の焼鈍処理を施
した従来例である。
３、４、６、８、10、12鋼を使用し、様々な焼鈍条件に
より熱処理した場合の引張強さ、硬さ、絞り、結晶粒
度、限界加工率を調べた結果を示したものであり、試験
No.1〜７は本発明に該当し、No.8〜13は部分的に本発明
の条件を満足しない比較例、 No.14、15はSUS440B 、SU
S440C に対しJIS で定められている通常の焼鈍処理を施
した従来例である。
【００３７】表３に示した引張強さ、硬さ、絞り、結晶
粒度の値は、表２の実施例と全く同一の方法により測定
した。また、限界加工率の測定は、日本塑性加工学会冷
間鍛造分科会の基準に基づいた圧縮試験（切欠付試験片
を使用）を行うことにより評価した。限界加工率は、圧
縮率45％にて割れの生じなかったものを○、45％未満の
圧縮率にて割れの発生したものは、割れ発生率が50％と
なる圧縮率を表３に示した。
粒度の値は、表２の実施例と全く同一の方法により測定
した。また、限界加工率の測定は、日本塑性加工学会冷
間鍛造分科会の基準に基づいた圧縮試験（切欠付試験片
を使用）を行うことにより評価した。限界加工率は、圧
縮率45％にて割れの生じなかったものを○、45％未満の
圧縮率にて割れの発生したものは、割れ発生率が50％と
なる圧縮率を表３に示した。
【００３８】
【表３】
【００３９】表３から明らかなように、比較例、従来例
と本発明による熱処理を施した場合の焼鈍状態における
特性を比較すると、 No.８〜11はそれぞれ加熱温度、加
熱回数、冷却速度、加熱時間の点で本発明の条件を満足
していないため、結晶粒の成長と炭化物の粗分散が十分
でなく、強度が十分に下がらず、かつ限界加工率が低
く、冷鍛性が劣るものであり、 No.12は加熱時間が長す
ぎるため強度は低下するが、炭化物が粗大化しすぎ、限
界加工率の点で劣るものであり、No.13 は加熱温度が高
いため、結晶粒が粗大化しすぎ、限界加工率が低く、冷
鍛性が著しく劣るものである。また、従来例であるNo.1
4 、15は引張強さが70kgf/mm2 以上の値となり、特に炭
素量の高い３鋼を熱処理した実施例であるNo.14 は75kg
f/mm2 を越え、冷間鍛造は実質不可能である。
と本発明による熱処理を施した場合の焼鈍状態における
特性を比較すると、 No.８〜11はそれぞれ加熱温度、加
熱回数、冷却速度、加熱時間の点で本発明の条件を満足
していないため、結晶粒の成長と炭化物の粗分散が十分
でなく、強度が十分に下がらず、かつ限界加工率が低
く、冷鍛性が劣るものであり、 No.12は加熱時間が長す
ぎるため強度は低下するが、炭化物が粗大化しすぎ、限
界加工率の点で劣るものであり、No.13 は加熱温度が高
いため、結晶粒が粗大化しすぎ、限界加工率が低く、冷
鍛性が著しく劣るものである。また、従来例であるNo.1
4 、15は引張強さが70kgf/mm2 以上の値となり、特に炭
素量の高い３鋼を熱処理した実施例であるNo.14 は75kg
f/mm2 を越え、冷間鍛造は実質不可能である。
【００４０】それに対し、本発明の条件を満足するNo.1
〜７は、加熱温度、加熱時間、冷却温度、冷却速度を適
切な条件に調節し、Ar1 変態温度の上下で加熱冷却を２
回以上繰返したことにより、球状炭化物を一様に分散さ
せ、最適な結晶粒度を得ることができたため、優れた冷
鍛性（強度が低く、絞り、限界加工率が高い）を得るこ
とができた。
〜７は、加熱温度、加熱時間、冷却温度、冷却速度を適
切な条件に調節し、Ar1 変態温度の上下で加熱冷却を２
回以上繰返したことにより、球状炭化物を一様に分散さ
せ、最適な結晶粒度を得ることができたため、優れた冷
鍛性（強度が低く、絞り、限界加工率が高い）を得るこ
とができた。
【００４１】
【発明の効果】本発明の冷間鍛造用マルテンサイトステ
ンレス鋼の製造方法は、Ar1 変態温度の上下で加熱、冷
却を２回以上繰返し施すという新しい熱処理方法を見出
したことにより、通常の熱処理では、焼鈍処理後でも冷
間鍛造が実質不可能であるSUS440A 、SUS440B 、SUS440
C の焼鈍後の引張強さを67kgf/mm2 以下という冷間鍛造
が可能なレベルまで抑えることができ、部品成形のため
の冷間加工が従来の焼鈍を施した場合に比べ著しく容易
になった。従って、本発明の熱処理方法はSUS440A 、SU
S440B 、SUS440C のもつ高い強度を十分に活かすことが
可能となり、特に冷間加工を必要とし、かつ強度、耐食
性をともに要求される部品への適用の拡大を可能とする
ものである。
ンレス鋼の製造方法は、Ar1 変態温度の上下で加熱、冷
却を２回以上繰返し施すという新しい熱処理方法を見出
したことにより、通常の熱処理では、焼鈍処理後でも冷
間鍛造が実質不可能であるSUS440A 、SUS440B 、SUS440
C の焼鈍後の引張強さを67kgf/mm2 以下という冷間鍛造
が可能なレベルまで抑えることができ、部品成形のため
の冷間加工が従来の焼鈍を施した場合に比べ著しく容易
になった。従って、本発明の熱処理方法はSUS440A 、SU
S440B 、SUS440C のもつ高い強度を十分に活かすことが
可能となり、特に冷間加工を必要とし、かつ強度、耐食
性をともに要求される部品への適用の拡大を可能とする
ものである。
【表２】
Claims (2)
- 【請求項１】 重量比にしてC:0.40超〜1.20% 、Si:1.0
0%以下、Mn:1.00%以下、S:0.015%以下、Cr:12.0 〜18.0
% を含有し、残部がFeならびに不純物元素からなる鋼
を、 800〜 950℃の温度に加熱し、２〜16時間保持した
後、５〜50℃/hr の速度で 600℃〜Ar1 変態点の温度ま
で冷却するという熱処理を２回以上繰返し施すことを特
徴とする冷間鍛造用マルテンサイト系ステンレス鋼の製
造方法。 - 【請求項２】 重量比にしてC:0.40超〜1.20% 、Si:1.0
0%以下、Mn:1.00%以下、S:0.015%以下、Cr:12.0 〜18.0
% を含有し、さらにMo:0.05 〜1.50% 、Ti:0.01 〜0.20
% 、V:0.01〜0.20% 、Nb:0.01 〜0.20% のうち１種また
は２種以上を含有し、残部がFeならびに不純物元素から
なる鋼を、800〜 950℃の温度に加熱し、２〜16時間保
持した後、５〜50℃/hr の速度で 600℃〜Ar1 変態点の
温度まで冷却するという熱処理を２回以上繰返し施すこ
とを特徴とする冷間鍛造用マルテンサイト系ステンレス
鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP25051191A JPH0559430A (ja) | 1991-09-02 | 1991-09-02 | 冷間鍛造用マルテンサイト系ステンレス鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP25051191A JPH0559430A (ja) | 1991-09-02 | 1991-09-02 | 冷間鍛造用マルテンサイト系ステンレス鋼の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0559430A true JPH0559430A (ja) | 1993-03-09 |
Family
ID=17208981
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP25051191A Pending JPH0559430A (ja) | 1991-09-02 | 1991-09-02 | 冷間鍛造用マルテンサイト系ステンレス鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0559430A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH06299933A (ja) * | 1993-04-19 | 1994-10-25 | Hitachi Metals Ltd | 内燃機関の燃料噴射ノズルまたはニードル用高強度ステンレス鋼、内燃機関用燃料噴射ノズルおよびその製造方法 |
| JP2006002937A (ja) * | 2004-05-20 | 2006-01-05 | Minebea Co Ltd | 流体動圧軸受装置およびその製造方法、スピンドルモータ、および記録ディスク駆動装置 |
-
1991
- 1991-09-02 JP JP25051191A patent/JPH0559430A/ja active Pending
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH06299933A (ja) * | 1993-04-19 | 1994-10-25 | Hitachi Metals Ltd | 内燃機関の燃料噴射ノズルまたはニードル用高強度ステンレス鋼、内燃機関用燃料噴射ノズルおよびその製造方法 |
| JP2006002937A (ja) * | 2004-05-20 | 2006-01-05 | Minebea Co Ltd | 流体動圧軸受装置およびその製造方法、スピンドルモータ、および記録ディスク駆動装置 |
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