JPH0615704B2 - 熱間加工性、熱処理性および機械加工性に優れた析出硬化型ステンレス鋼 - Google Patents
熱間加工性、熱処理性および機械加工性に優れた析出硬化型ステンレス鋼Info
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- JPH0615704B2 JPH0615704B2 JP59266891A JP26689184A JPH0615704B2 JP H0615704 B2 JPH0615704 B2 JP H0615704B2 JP 59266891 A JP59266891 A JP 59266891A JP 26689184 A JP26689184 A JP 26689184A JP H0615704 B2 JPH0615704 B2 JP H0615704B2
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Description
【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） 本発明は船尾シャフト、ボルト、バルブステム等に用い
られる優れた耐食性と高い強度を有し、かつ熱間加工
性、および固溶化状態での冷間加工性および機械加工性
に優れ、さらに析出硬化能が著しく優れた析出硬化型ス
テンレス鋼に関する。
られる優れた耐食性と高い強度を有し、かつ熱間加工
性、および固溶化状態での冷間加工性および機械加工性
に優れ、さらに析出硬化能が著しく優れた析出硬化型ス
テンレス鋼に関する。
（従来技術と発明が解決すべき問題点） 析出硬化型ステンレス鋼として一般に用いられているSU
S630（16Cr−４Ni− 3.3Cu−0.3Nb −0.06Ｃ）は、優れ
た耐食性と高い強度を有し、かつ固溶化状態では冷間成
形や機械加工が可能であるため、船尾シャフト、ポンプ
シャフト、ボルト、バルブステム、バルブシート、高圧
ノズル等に広く使用されている。
S630（16Cr−４Ni− 3.3Cu−0.3Nb −0.06Ｃ）は、優れ
た耐食性と高い強度を有し、かつ固溶化状態では冷間成
形や機械加工が可能であるため、船尾シャフト、ポンプ
シャフト、ボルト、バルブステム、バルブシート、高圧
ノズル等に広く使用されている。
しかし、前記のSUS630は固溶化状態での固さがHv350 程
度と高いため、冷間成形性、機械加工性については必ず
しも十分ではなく、その改善が求められていた。さらに
SUS630は固溶化熱処理時の最適加熱温度範囲が1040℃±
20℃と狭く、熱処理性の改善によるその拡大が求められ
ていた。
度と高いため、冷間成形性、機械加工性については必ず
しも十分ではなく、その改善が求められていた。さらに
SUS630は固溶化熱処理時の最適加熱温度範囲が1040℃±
20℃と狭く、熱処理性の改善によるその拡大が求められ
ていた。
（問題点を解決するための手段） 本発明は従来鋼のかかる欠点を解消した、SUS630に匹敵
する優れた耐食性と高い強度を有し、かつ固溶化状態で
の硬さがHv280 程度と低く、熱間加工性を損なうことな
く、冷間加工性、機械加工性、熱処理性に優れ、しかも
時効硬化能についても著しく優れSUS630と同等の析出硬
さを有するステンレス鋼を得ることを目的としたもので
ある。
する優れた耐食性と高い強度を有し、かつ固溶化状態で
の硬さがHv280 程度と低く、熱間加工性を損なうことな
く、冷間加工性、機械加工性、熱処理性に優れ、しかも
時効硬化能についても著しく優れSUS630と同等の析出硬
さを有するステンレス鋼を得ることを目的としたもので
ある。
SUS630は通常、高温でのδ／γバランスを改善するため
にＣ＋Ｎ量を0.06〜0.09％とし、また、時効処理後の耐
粒界腐食性を改善するため、Nb量を４×（Ｃ＋Ｎ）程度
含有して使用しているが、本発明者等はSUS630時効硬化
能（時効硬さ−固溶化状態での硬さ）に及ぼすＣ、Ｎ、
Nbの影響について鋭意研究を重ねた結果、Ｃ＋Ｎ量を0.
045％以下と極力低下させるともにNbを5.5×（Ｃ＋Ｎ）
以上含有せることによって、固溶化状態での硬さをHv28
0 程度低くするとともにHv150 以上と時効硬化能を大き
く向上させることができ、SUS630と同等の時効硬さを得
ることを見出したものである。
にＣ＋Ｎ量を0.06〜0.09％とし、また、時効処理後の耐
粒界腐食性を改善するため、Nb量を４×（Ｃ＋Ｎ）程度
含有して使用しているが、本発明者等はSUS630時効硬化
能（時効硬さ−固溶化状態での硬さ）に及ぼすＣ、Ｎ、
Nbの影響について鋭意研究を重ねた結果、Ｃ＋Ｎ量を0.
045％以下と極力低下させるともにNbを5.5×（Ｃ＋Ｎ）
以上含有せることによって、固溶化状態での硬さをHv28
0 程度低くするとともにHv150 以上と時効硬化能を大き
く向上させることができ、SUS630と同等の時効硬さを得
ることを見出したものである。
したがって、本発明鋼は固溶化状態での硬さを低下させ
たことによって、冷間加工性、機械加工性を大きく改善
させることができた。
たことによって、冷間加工性、機械加工性を大きく改善
させることができた。
しかしながら、SUS630の成分バンランスは非常に臨界的
なものであり、前記のＣ、ＮおよびNb含有量を変更する
ことによって、SUS63の諸特性が損なわれることにな
る。
なものであり、前記のＣ、ＮおよびNb含有量を変更する
ことによって、SUS63の諸特性が損なわれることにな
る。
すなわち、Ni含有量は分塊圧延時や固溶化熱処理時のδ
／γバランス、固溶化処理後の残留オーテナイト量およ
び析出硬化能に強く影響を及ぼす。Ni含有量が増加する
と高温でのδ／γバランスが改善され寧間加工性は改善
される。また最適固溶化熱処理温度域が拡大されるが、
反面残留オースナイト量が増加し、析出硬化能が小さく
なる。また、Ni含有量が少ない場合には残留γ量が減少
して析出硬化能は増加する傾向を有する反面熱間加工性
が大幅に低下する。さらに固溶化熱処理時にδ相が生成
され易くなり、最適固溶化熱処理温度域が著しく狭くな
る。δ相が生成した場合には、その析出硬化能は大幅に
低下してしまう。このように、Niの最適量は非常に臨界
的なものである。さらに、高温でのδ／γバランス、最
適固溶化熱処理温度範囲、残留オーステナイト量、熱処
理温度範囲、固溶化熱処理後の硬さおよび析出硬化等の
特性はＣ、Ｎ、Ｓ、Mn、Cu、Nb、Cr等すべての合金元素
の影響を強く受けるものであり、あう場合には必要が硬
化能を得ることのできる適当なNi量が存在しない。
／γバランス、固溶化処理後の残留オーテナイト量およ
び析出硬化能に強く影響を及ぼす。Ni含有量が増加する
と高温でのδ／γバランスが改善され寧間加工性は改善
される。また最適固溶化熱処理温度域が拡大されるが、
反面残留オースナイト量が増加し、析出硬化能が小さく
なる。また、Ni含有量が少ない場合には残留γ量が減少
して析出硬化能は増加する傾向を有する反面熱間加工性
が大幅に低下する。さらに固溶化熱処理時にδ相が生成
され易くなり、最適固溶化熱処理温度域が著しく狭くな
る。δ相が生成した場合には、その析出硬化能は大幅に
低下してしまう。このように、Niの最適量は非常に臨界
的なものである。さらに、高温でのδ／γバランス、最
適固溶化熱処理温度範囲、残留オーステナイト量、熱処
理温度範囲、固溶化熱処理後の硬さおよび析出硬化等の
特性はＣ、Ｎ、Ｓ、Mn、Cu、Nb、Cr等すべての合金元素
の影響を強く受けるものであり、あう場合には必要が硬
化能を得ることのできる適当なNi量が存在しない。
本発明者等はSUS630よりも著しく大きな析出硬化能を得
るため、Ｃ＋Ｎ量を低下させ、かつ適量のNbを添加した
本発明鋼の成分系において最適Ni量が４≦Ni＋27（Ｃ＋
Ｎ）−3.5Nb ≦ 6.5であること見い出した。
るため、Ｃ＋Ｎ量を低下させ、かつ適量のNbを添加した
本発明鋼の成分系において最適Ni量が４≦Ni＋27（Ｃ＋
Ｎ）−3.5Nb ≦ 6.5であること見い出した。
Ni量を本範囲に限定した場合、大きな時効硬化能と同時
にHv280 程度の軟らかな固溶化熱処理硬さ、優れた冷間
加工性、切削性、熱間加工性を得ることができる。
にHv280 程度の軟らかな固溶化熱処理硬さ、優れた冷間
加工性、切削性、熱間加工性を得ることができる。
さらに最適固溶熱処理温度範囲を1040℃±20℃から1040
℃±60℃に大きく広げることができる。
℃±60℃に大きく広げることができる。
この結果、熱処理性は大幅に改善され固溶化熱処理によ
る固溶化状態での固さのばらつきが減少し、冷間加工性
および機械加工性が改善される。
る固溶化状態での固さのばらつきが減少し、冷間加工性
および機械加工性が改善される。
なお、Ni含有量が上記範囲以下の場合には、熱間圧延が
困難であり、またこれ以上の場合には、十分な析出硬化
能を得ることができない。
困難であり、またこれ以上の場合には、十分な析出硬化
能を得ることができない。
すなわち、本発明はＣ 0.03 ％以下、Si 0.50 ％以下、
Mn 0.65 ％以下、Cu 2.5〜4.5 ％、Ni 4.0〜6.5 ％、Cr
14.5 〜17.0％、Ｎ 0.03 ％以下、Nb 0.10 〜0.30％、
Ｓ 0.030％以下を含有し、残部Feならびに不純物元素か
らなり、かつＣ＋Ｎ0.045 ％以下、Nb／（Ｃ＋Ｎ） 5.5
以上、4 ≦Ni＋27（Ｃ＋Ｎ）−3.5Nb ≦ 6.5となしたも
のであり、本発明鋼は熱間加工性に優れるとともにSUS6
30と同様の優れた耐食性を有し、かつ固溶化処理におけ
る熱処理性がすぐれることにより固溶化状態での固さが
Hv280 程度とSUS630に比べて軟らかいのみでなくばらつ
きが少なく安定しているため、冷間加工性、機械加工性
を大幅に改善し、さらにHv150程度と著しく大きな時効
硬化能を有する結果、固溶化状態での硬さが軟らかいに
もかかわらずSUS630と同等の硬さを有し、強度について
も優れており、本発明鋼は船尾シャフト、ポンプシャフ
ト、ボルト、バルブステム、バルブシート、高圧ノズル
等に最適な析出硬化型ステンレス鋼を得ることに成功し
たものである。
Mn 0.65 ％以下、Cu 2.5〜4.5 ％、Ni 4.0〜6.5 ％、Cr
14.5 〜17.0％、Ｎ 0.03 ％以下、Nb 0.10 〜0.30％、
Ｓ 0.030％以下を含有し、残部Feならびに不純物元素か
らなり、かつＣ＋Ｎ0.045 ％以下、Nb／（Ｃ＋Ｎ） 5.5
以上、4 ≦Ni＋27（Ｃ＋Ｎ）−3.5Nb ≦ 6.5となしたも
のであり、本発明鋼は熱間加工性に優れるとともにSUS6
30と同様の優れた耐食性を有し、かつ固溶化処理におけ
る熱処理性がすぐれることにより固溶化状態での固さが
Hv280 程度とSUS630に比べて軟らかいのみでなくばらつ
きが少なく安定しているため、冷間加工性、機械加工性
を大幅に改善し、さらにHv150程度と著しく大きな時効
硬化能を有する結果、固溶化状態での硬さが軟らかいに
もかかわらずSUS630と同等の硬さを有し、強度について
も優れており、本発明鋼は船尾シャフト、ポンプシャフ
ト、ボルト、バルブステム、バルブシート、高圧ノズル
等に最適な析出硬化型ステンレス鋼を得ることに成功し
たものである。
以下に本発明鋼の成分限定理由について説明する。
Ｃ、Ｎは強力なγ相形成元素で高温でのδ／γバランス
を改善する元素で、SUS630にはＣ＋Ｎは0.06〜0.09％含
有されているが固溶化状態での硬さを高め析出硬化能を
低下するのでその上限をＣ、Ｎともに0.03％とし、かつ
Ｃ＋Ｎを 0.045％とした。なお、析出硬化能をより向上
させるにはＣ、Ｎともに 0.015％以下、Ｃ＋Ｎを 0.025
％以下にすることが望ましい。
を改善する元素で、SUS630にはＣ＋Ｎは0.06〜0.09％含
有されているが固溶化状態での硬さを高め析出硬化能を
低下するのでその上限をＣ、Ｎともに0.03％とし、かつ
Ｃ＋Ｎを 0.045％とした。なお、析出硬化能をより向上
させるにはＣ、Ｎともに 0.015％以下、Ｃ＋Ｎを 0.025
％以下にすることが望ましい。
NbはＣ、Ｎを固定してＣ、Ｎによる固溶化状態での硬さ
増加を抑制する元素であり、0.10％以上含有する必要が
ある。なお、望ましくはＣ＋Ｎの5.5倍のNbを含有させ
るものである。また、必要以上にNbを含有させると高温
でのδ／γバランスを損うので上限を0.30％とした。
増加を抑制する元素であり、0.10％以上含有する必要が
ある。なお、望ましくはＣ＋Ｎの5.5倍のNbを含有させ
るものである。また、必要以上にNbを含有させると高温
でのδ／γバランスを損うので上限を0.30％とした。
Crはステンレス鋼の基本元素で十分な耐食性を得るため
には14.5％以上含有させる必要があり下限を14.5％とし
た。しかしCrは強度なδ相形成元素であり、高温でのδ
／γバランスを損い、熱間工性を大幅に低下せしめるの
で上限を17.0％とした。
には14.5％以上含有させる必要があり下限を14.5％とし
た。しかしCrは強度なδ相形成元素であり、高温でのδ
／γバランスを損い、熱間工性を大幅に低下せしめるの
で上限を17.0％とした。
Cuは析出硬化作用を持ち、かつ耐食性を大幅に改善する
元素である。十分な硬化能と、耐食性を得るためには
2.5％以上含有させる必要があり下限を 2.5％とした。
しかし 4.5％を越えて含有させるとCu脆化によって熱合
加工性を損うので上限を 4.5％とした。また、理由は定
かではないが必要以上の含有により固溶化状態での硬さ
が高くなり、析出硬化能を逆に抵下させ、本発明鋼の特
徴を損うので 4.5％を越えて含有させることは好しくな
い。
元素である。十分な硬化能と、耐食性を得るためには
2.5％以上含有させる必要があり下限を 2.5％とした。
しかし 4.5％を越えて含有させるとCu脆化によって熱合
加工性を損うので上限を 4.5％とした。また、理由は定
かではないが必要以上の含有により固溶化状態での硬さ
が高くなり、析出硬化能を逆に抵下させ、本発明鋼の特
徴を損うので 4.5％を越えて含有させることは好しくな
い。
Siは脱酸、脱硫に効果のある元素であるが、強力なα相
形成元素でもあり、高温でのδ／γバランスを損い熱間
加工性を低下させ、かつ固溶強化作用にによって固溶化
状態での硬さを上昇されるので極力その含有を抑制する
必要があり、上限を0.50％とした。
形成元素でもあり、高温でのδ／γバランスを損い熱間
加工性を低下させ、かつ固溶強化作用にによって固溶化
状態での硬さを上昇されるので極力その含有を抑制する
必要があり、上限を0.50％とした。
MnはSiと同様に脱酸、脱硫に効果のある元素である。
しかし、MnはMs点を低め固溶化処理後の残留γ相を増加
させ、析出硬化能を小さくするので上限を0.65％とし
た。
させ、析出硬化能を小さくするので上限を0.65％とし
た。
NiはCr、Cuとともに耐食性を改善するステンレス鋼の基
本元素である。また、Niは強力なγ相形成元素で高温で
のγ／δバランスを改善し、熱間加工性を左右する元素
であり、優れた熱間加工性と十分な析出硬化能を得るた
めには、 4.0％以上含有する必要があり、下限を 4.0％
とした。しかし 6.5％を越えて含有させるとMs点を低
め、固溶化処理後の残留γ相を増加させて析出硬化能を
小さくするので上限を 6.5％とした。
本元素である。また、Niは強力なγ相形成元素で高温で
のγ／δバランスを改善し、熱間加工性を左右する元素
であり、優れた熱間加工性と十分な析出硬化能を得るた
めには、 4.0％以上含有する必要があり、下限を 4.0％
とした。しかし 6.5％を越えて含有させるとMs点を低
め、固溶化処理後の残留γ相を増加させて析出硬化能を
小さくするので上限を 6.5％とした。
また、NiはＣ、Ｎ、Nb量に応じて４≦Ni＋27（Ｃ＋Ｎ）
−3.5Nb ≦ 6.5を満たす必要がある。すなわち、４未満
では熱間圧延が困難であり、また 6.5を越えると十分な
析出硬化能を得ることができないためである。
−3.5Nb ≦ 6.5を満たす必要がある。すなわち、４未満
では熱間圧延が困難であり、また 6.5を越えると十分な
析出硬化能を得ることができないためである。
また、Niを上記範囲に保った場合、高温でのδ／γバラ
ンスが改善されると同時に十分高いMs点が得られて、最
適固溶化熱処置温度がSUS630の1040℃±20℃から1040℃
±60℃へと拡大される。
ンスが改善されると同時に十分高いMs点が得られて、最
適固溶化熱処置温度がSUS630の1040℃±20℃から1040℃
±60℃へと拡大される。
Ｓは耐食性、熱間加工性、冷間加工性を損う元素である
反面、被削性を改善する元素でもあり上限を0.030 ％と
した。そして耐食性を重視する場合には 0.005％以下、
被削性を重視する場合には0.015 〜0.030 ％とすること
が望ましい。
反面、被削性を改善する元素でもあり上限を0.030 ％と
した。そして耐食性を重視する場合には 0.005％以下、
被削性を重視する場合には0.015 〜0.030 ％とすること
が望ましい。
（実施例） つぎに本発明鋼の特徴を従来鋼、比較鋼と比べて実施例
でもって明らかにする。
でもって明らかにする。
第１表はこれらの供試鋼の化学成分を示すものである。
なお、第１表においては４≦Ni＋27（Ｃ＋Ｎ）− 3.5Nb
≦6.5 をＸとして示した。
≦6.5 をＸとして示した。
第１表においてA1〜A5鋼は本発明鋼で、B1〜B9鋼は比較
鋼で、C1、C2鋼は従来鋼である。
鋼で、C1、C2鋼は従来鋼である。
第２表は第１表の供試鋼について固溶化処理温度は1040
℃、時効処理温度は480 ℃で熱処理した後、固溶化状態
および時効硬化後の引張り強さと硬さ、時効硬化能、被
削性、冷間加工性、熱間加工性および耐食性について示
したものである。
℃、時効処理温度は480 ℃で熱処理した後、固溶化状態
および時効硬化後の引張り強さと硬さ、時効硬化能、被
削性、冷間加工性、熱間加工性および耐食性について示
したものである。
また、第３表は第１表の発明鋼Ａ１、比較鋼Ｂ１および
従来鋼Ｃ１について固溶化処理温度 980〜1100℃の範囲
にて固溶化処理し、次いで 480℃にて時効処理を行い、
それぞれ硬さを測定した結果を示したものである。
従来鋼Ｃ１について固溶化処理温度 980〜1100℃の範囲
にて固溶化処理し、次いで 480℃にて時効処理を行い、
それぞれ硬さを測定した結果を示したものである。
引張り強さについては、JIS4号試験片を用いて測定した
ものであり、被削性については40mmφ×10mmの素材を、
５個用意し、切削工具として５mmφのSKH9ストレートド
リルを用いて、回転数725rpm、送り0.16mm／rev でドリ
ル穿孔性を測定して評価した。
ものであり、被削性については40mmφ×10mmの素材を、
５個用意し、切削工具として５mmφのSKH9ストレートド
リルを用いて、回転数725rpm、送り0.16mm／rev でドリ
ル穿孔性を測定して評価した。
冷間加工性については10mmφの素材を、引抜率20％、30
％で引抜加工を行い、割れの発生率でもって引抜加工性
を評価したもので、20％の引抜率で割れ発生率が５％を
越えるものを×とし、30％の引抜率で割れ発生率が５％
以下のものを△とし、30％の引抜率で割れ発生率が５％
以下のものを○とした。
％で引抜加工を行い、割れの発生率でもって引抜加工性
を評価したもので、20％の引抜率で割れ発生率が５％を
越えるものを×とし、30％の引抜率で割れ発生率が５％
以下のものを△とし、30％の引抜率で割れ発生率が５％
以下のものを○とした。
熱間加工性については、 300kgの鋼塊を95角に分塊圧延
するに１ヒートで分塊圧延できたものを○とし、２ヒー
トで分塊圧延できたものを△とし、２ヒートでも分塊圧
延できなかったものを×とした。
するに１ヒートで分塊圧延できたものを○とし、２ヒー
トで分塊圧延できたものを△とし、２ヒートでも分塊圧
延できなかったものを×とした。
耐食性については、JIS試験法に基づいて耐硫酸性、耐
孔食性について評価した。耐硫酸性については沸騰した
５％ H2SO4水溶液中に６Hr浸漬した場合の腐食減量を示
したもので、耐孔食性については40℃の６％FeCl3 ＋ 1
／20N HCl 水溶液中に24Hr浸漬した場合の腐食減量を示
したものである。
孔食性について評価した。耐硫酸性については沸騰した
５％ H2SO4水溶液中に６Hr浸漬した場合の腐食減量を示
したもので、耐孔食性については40℃の６％FeCl3 ＋ 1
／20N HCl 水溶液中に24Hr浸漬した場合の腐食減量を示
したものである。
第２表より明らかなように、固溶化状態での引張り強
さ、硬さについては従来鋼であるC1、C2鋼が多量のＣお
よびＣ＋Ｎを含有することにより引張り強さが97、110
kg f／ｍm2、硬さがHv 325、343 と高いものであるのに
対して、本発明鋼であるA1〜A5鋼は引張り強さが80〜95
kg f／ｍm2、硬さがHv 247〜294 といずれも従来鋼であ
るC1、C2鋼に比べて低いものであり、冷間加工性、機械
加工性に優れたものである。
さ、硬さについては従来鋼であるC1、C2鋼が多量のＣお
よびＣ＋Ｎを含有することにより引張り強さが97、110
kg f／ｍm2、硬さがHv 325、343 と高いものであるのに
対して、本発明鋼であるA1〜A5鋼は引張り強さが80〜95
kg f／ｍm2、硬さがHv 247〜294 といずれも従来鋼であ
るC1、C2鋼に比べて低いものであり、冷間加工性、機械
加工性に優れたものである。
また、時効状態での引張り強さ、硬さについては従来鋼
であるC1、C2鋼が引張り強さが 149kg f／ｍm2、硬さが
Hv 442であり、時効硬化能は99、177 であるが、本発明
鋼である、A1〜A6鋼は固溶化状態の硬さがHv 247〜294
と低いにもかかわらず、時効状態での引張り強さが142
〜161 kg f／ｍm2、硬さがHv 426〜467 と従来鋼である
C1、C2と同等の引張り強さと硬さを有しており、時効硬
化能がHv 151〜195 と従来鋼のHv 99、117に比べて 1.
5倍も優れているものである。
であるC1、C2鋼が引張り強さが 149kg f／ｍm2、硬さが
Hv 442であり、時効硬化能は99、177 であるが、本発明
鋼である、A1〜A6鋼は固溶化状態の硬さがHv 247〜294
と低いにもかかわらず、時効状態での引張り強さが142
〜161 kg f／ｍm2、硬さがHv 426〜467 と従来鋼である
C1、C2と同等の引張り強さと硬さを有しており、時効硬
化能がHv 151〜195 と従来鋼のHv 99、117に比べて 1.
5倍も優れているものである。
さらに、第３表から明らかなように本発明鋼は固溶化処
置温度を 980〜11100℃の範囲にて固溶化処理しても、
固溶化状態での硬さは Hv261〜 272と安定し、時効処理
後の硬さは Hv435〜 442と安定した時効硬化能が得られ
て熱処理性が優れている。他方、比較鋼の固溶化状態で
の硬さは Hv272〜 350とばらついており、時効状態での
硬さも Hv324〜 442とばらついているのみでなく満足で
きる時効硬さが高温側の固溶化処理で得られていない。
また、従来鋼においても同様に固溶化状態での硬さは H
v284〜 366とばらついており、時効状態での硬さも Hv3
39〜 442とばらついているのみでなく満足できる時効硬
さが高温側の固溶化処理で得られていない。
置温度を 980〜11100℃の範囲にて固溶化処理しても、
固溶化状態での硬さは Hv261〜 272と安定し、時効処理
後の硬さは Hv435〜 442と安定した時効硬化能が得られ
て熱処理性が優れている。他方、比較鋼の固溶化状態で
の硬さは Hv272〜 350とばらついており、時効状態での
硬さも Hv324〜 442とばらついているのみでなく満足で
きる時効硬さが高温側の固溶化処理で得られていない。
また、従来鋼においても同様に固溶化状態での硬さは H
v284〜 366とばらついており、時効状態での硬さも Hv3
39〜 442とばらついているのみでなく満足できる時効硬
さが高温側の固溶化処理で得られていない。
被削性についても従来鋼であるC1、C2が34、42mmである
のに対して、本発明鋼であるA1〜A5鋼は固溶化状態の硬
さが低いことにより65〜76mmと従来鋼に比べて大幅に優
れているものである。また、冷間加工性についても本発
明鋼であるA1〜A5鋼は固溶化状態の硬さが低いことによ
って引抜率30％で割れの発生率が５％以下であり従来鋼
であるC1、C2鋼に比べて優れているものである。
のに対して、本発明鋼であるA1〜A5鋼は固溶化状態の硬
さが低いことにより65〜76mmと従来鋼に比べて大幅に優
れているものである。また、冷間加工性についても本発
明鋼であるA1〜A5鋼は固溶化状態の硬さが低いことによ
って引抜率30％で割れの発生率が５％以下であり従来鋼
であるC1、C2鋼に比べて優れているものである。
また熱間加工性についても本発明鋼は必要量のNiを含有
させるとともにNb、Cr、Cuなどの上限を規制することに
よって高温でのδ／γバランスを改善し、いずれも１ヒ
ートで分塊圧延ができた。
させるとともにNb、Cr、Cuなどの上限を規制することに
よって高温でのδ／γバランスを改善し、いずれも１ヒ
ートで分塊圧延ができた。
さらに、耐食性については本発明鋼であるA1〜A5鋼は耐
硫酸性が57〜40ｇ／ｍ2・Hr、耐孔食性が18〜12ｇ／ｍ2
・Hrと従来鋼であるC1〜C2鋼と同様に優れた耐食性を有
するものである。
硫酸性が57〜40ｇ／ｍ2・Hr、耐孔食性が18〜12ｇ／ｍ2
・Hrと従来鋼であるC1〜C2鋼と同様に優れた耐食性を有
するものである。
また、比較鋼であるB1〜B9鋼については、B1、B2鋼が多
くのＣ＋Ｎを含有することにより固溶化状態での硬さが
Hv 304、 344と高く被削性、冷間加工性については劣る
ものであり、かつ時効硬化能についても Hv 94、121 と
低いものである。
くのＣ＋Ｎを含有することにより固溶化状態での硬さが
Hv 304、 344と高く被削性、冷間加工性については劣る
ものであり、かつ時効硬化能についても Hv 94、121 と
低いものである。
また、B3、B4鋼については最適のNb量から外れたことに
よってB1、B2鋼と同様に固溶化状態での硬さが高く、か
つ時効硬化能についても低いものである。さらに、B5、
B6及びB9鋼は４≦Ni＋27（Ｃ＋Ｎ）−3.5Nb≦ 6.5を外
れることによって、B5、B6鋼は熱間加工性が大幅に低下
し、２ヒートでも分塊圧延ができず、かつB6鋼は時効硬
化能がHv 60 と極めて低いものである。また、B7、B8鋼
は最適のCuから外れたことによって、B7鋼は耐食性が大
幅に低下し、またB8鋼は熱間加工性が低下し、B5と同様
に２ヒートでも分塊圧延ができなかった。
よってB1、B2鋼と同様に固溶化状態での硬さが高く、か
つ時効硬化能についても低いものである。さらに、B5、
B6及びB9鋼は４≦Ni＋27（Ｃ＋Ｎ）−3.5Nb≦ 6.5を外
れることによって、B5、B6鋼は熱間加工性が大幅に低下
し、２ヒートでも分塊圧延ができず、かつB6鋼は時効硬
化能がHv 60 と極めて低いものである。また、B7、B8鋼
は最適のCuから外れたことによって、B7鋼は耐食性が大
幅に低下し、またB8鋼は熱間加工性が低下し、B5と同様
に２ヒートでも分塊圧延ができなかった。
（効果） 上述のように、本発明鋼は固溶化状態での硬さをHv 280
程度に低くすることによって冷間加工性および機械加工
性を大幅に向上させ、かつ時効硬能化を高めることによ
って固溶化状態での硬さが低いにもかかわらずSUS630と
同等の時効硬さを有し、さらに耐食性についても従来鋼
と同等であり、本発明鋼は船尾シャフト、ボルト、バル
ブステム等に最適の鋼であり、高い実用性を有するもの
である。
程度に低くすることによって冷間加工性および機械加工
性を大幅に向上させ、かつ時効硬能化を高めることによ
って固溶化状態での硬さが低いにもかかわらずSUS630と
同等の時効硬さを有し、さらに耐食性についても従来鋼
と同等であり、本発明鋼は船尾シャフト、ボルト、バル
ブステム等に最適の鋼であり、高い実用性を有するもの
である。
そして、これらの高い実用性を有する本発明鋼の工業的
生産においても熱間加工性、熱処理性を大幅に改善した
ため一層の実用的価値を高めたものである。
生産においても熱間加工性、熱処理性を大幅に改善した
ため一層の実用的価値を高めたものである。
図はＣ＋Ｎ量と析出硬化能との関係を示した線図でる。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (56)参考文献 特開 昭56−127754（ＪＰ，Ａ) 特開 昭54−138811（ＪＰ，Ａ) 特開 昭54−71025（ＪＰ，Ａ) 特公 昭53−28014（ＪＰ，Ｂ２)
Claims (1)
- 【請求項１】重量比にしてＣ 0.03 ％以下、Si 0.50 ％
以下、Mn 0.65 ％以下、Cu 2.5〜4.5 ％、Ni 4.0〜6.5
％、Cr 14.5 〜17.0％、Ｎ 0.03 ％以下、Nb 0.10 〜0.
30％、Ｓ 0.030％以下を含有し、残部Feならびに不純物
元素からなり、かつＣ＋Ｎ0.045 ％以下、Nb／（Ｃ＋
Ｎ） 5.5以上、4 ≦Ni＋27（Ｃ＋Ｎ）−3.5Nb ≦ 6.5
としたことを特徴とする熱間加工性、熱処理性および機
械加工性に優れた析出硬化型ステンレス鋼。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP59266891A JPH0615704B2 (ja) | 1984-12-18 | 1984-12-18 | 熱間加工性、熱処理性および機械加工性に優れた析出硬化型ステンレス鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP59266891A JPH0615704B2 (ja) | 1984-12-18 | 1984-12-18 | 熱間加工性、熱処理性および機械加工性に優れた析出硬化型ステンレス鋼 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS61147855A JPS61147855A (ja) | 1986-07-05 |
| JPH0615704B2 true JPH0615704B2 (ja) | 1994-03-02 |
Family
ID=17437085
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP59266891A Expired - Lifetime JPH0615704B2 (ja) | 1984-12-18 | 1984-12-18 | 熱間加工性、熱処理性および機械加工性に優れた析出硬化型ステンレス鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0615704B2 (ja) |
Families Citing this family (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0819507B2 (ja) * | 1986-08-27 | 1996-02-28 | 日新製鋼株式会社 | 加工性に優れた高強度ステンレス鋼 |
| JP2546550B2 (ja) * | 1991-04-26 | 1996-10-23 | 新日本製鐵株式会社 | 衝撃靭性および耐粒界腐食性に優れた析出硬化型ステンレス鋼 |
| JP4508772B2 (ja) * | 2004-08-12 | 2010-07-21 | 三菱重工業株式会社 | 蒸気タービンロータの補修方法、肉盛溶接材料及び蒸気タービン |
Family Cites Families (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5914532B2 (ja) * | 1976-08-27 | 1984-04-05 | 松下電器産業株式会社 | 合金磁石 |
| JPS5471025A (en) * | 1977-11-17 | 1979-06-07 | Nippon Yakin Kogyo Co Ltd | Precipitation hardening type stainless steel with excellent corrosion resistance |
| JPS54138811A (en) * | 1978-04-21 | 1979-10-27 | Kawasaki Steel Co | Austenitic stainless steel for press forming use |
| JPS56127754A (en) * | 1980-03-11 | 1981-10-06 | Hitachi Metals Ltd | Improvement of nb containing martensite type precipitation hardening stainless steel |
-
1984
- 1984-12-18 JP JP59266891A patent/JPH0615704B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS61147855A (ja) | 1986-07-05 |
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