JPH07316742A - 耐銹性に優れた高強度マルテンサイト系ステンレス鋼および冷間成形加工品の製造方法 - Google Patents
耐銹性に優れた高強度マルテンサイト系ステンレス鋼および冷間成形加工品の製造方法Info
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- JPH07316742A JPH07316742A JP10416794A JP10416794A JPH07316742A JP H07316742 A JPH07316742 A JP H07316742A JP 10416794 A JP10416794 A JP 10416794A JP 10416794 A JP10416794 A JP 10416794A JP H07316742 A JPH07316742 A JP H07316742A
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- martensitic stainless
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 本発明は、ねじ込み性および耐銹性に優れた
ドリリングタッピンねじや、打ち抜き性および耐銹性に
優れた高強度ばね等の冷間成形加工品用の耐銹性に優れ
た高強度マルテンサイト系ステンレス鋼を提供する。 【構成】 重量％でＣ：０．１３〜０．２０％、Ｓｉ：
０．１〜１．０％、Ｍｎ：２．０〜６．０％、Ｃｒ：１
１．０〜１６．０％、Ｍｏ：１．３〜３．５％、Ａｌ：
０．００１〜０．１％、Ｎ：０．０６〜０．１３％を含
有し、必要に応じてＢ：０．００１〜０．０１０％およ
び／またはＴｉ：０．０５〜１．０％とＮｂ：０．０５
〜１．０％を含有し、かつ耐銹性指標ＡＲＩの値を１７
〜２１（％）、δフェライト量指標ＤＩ及びマルテンサ
イト量指標ＭＩの値が０（％）未満で、残部が実質的に
Ｆｅ及び不可避的不純物からなる耐錆性に優れた高強度
マルテンサイト系ステンレス鋼。
ドリリングタッピンねじや、打ち抜き性および耐銹性に
優れた高強度ばね等の冷間成形加工品用の耐銹性に優れ
た高強度マルテンサイト系ステンレス鋼を提供する。 【構成】 重量％でＣ：０．１３〜０．２０％、Ｓｉ：
０．１〜１．０％、Ｍｎ：２．０〜６．０％、Ｃｒ：１
１．０〜１６．０％、Ｍｏ：１．３〜３．５％、Ａｌ：
０．００１〜０．１％、Ｎ：０．０６〜０．１３％を含
有し、必要に応じてＢ：０．００１〜０．０１０％およ
び／またはＴｉ：０．０５〜１．０％とＮｂ：０．０５
〜１．０％を含有し、かつ耐銹性指標ＡＲＩの値を１７
〜２１（％）、δフェライト量指標ＤＩ及びマルテンサ
イト量指標ＭＩの値が０（％）未満で、残部が実質的に
Ｆｅ及び不可避的不純物からなる耐錆性に優れた高強度
マルテンサイト系ステンレス鋼。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は建築・建材や車両等の耐
銹性を必要とする用途に使用されるマルテンサイト系ス
テンレス鋼線材に関わり、さらに詳しくは例えば耐銹性
に優れたドリリングタッピンねじ、小ねじ、ボルト、
釘、ピン、シャフト、ばね等の冷間成形加工品に関する
ものである。
銹性を必要とする用途に使用されるマルテンサイト系ス
テンレス鋼線材に関わり、さらに詳しくは例えば耐銹性
に優れたドリリングタッピンねじ、小ねじ、ボルト、
釘、ピン、シャフト、ばね等の冷間成形加工品に関する
ものである。
【０００２】
【従来の技術】近年、耐銹性の観点からステンレス鋼製
品が建築・建材や車両等に幅広く使用されるようになっ
てきた。この種のステンレス鋼製品は主に構造物の表面
にスポット溶接やねじ止め加工および打ち抜き加工によ
り張り付けられて使用されている。ねじ止め加工に際
し、従来は下穴加工された鉄鋼構造物とねじが挿入でき
るように穴開け（中穴）加工されたステンレス鋼製品の
両穴部を整合させ、ステンレス鋼ねじをその両方の穴部
を通して止めていた。
品が建築・建材や車両等に幅広く使用されるようになっ
てきた。この種のステンレス鋼製品は主に構造物の表面
にスポット溶接やねじ止め加工および打ち抜き加工によ
り張り付けられて使用されている。ねじ止め加工に際
し、従来は下穴加工された鉄鋼構造物とねじが挿入でき
るように穴開け（中穴）加工されたステンレス鋼製品の
両穴部を整合させ、ステンレス鋼ねじをその両方の穴部
を通して止めていた。
【０００３】近年、ねじ止め加工においては、作業効率
の向上やコスト低減のため、下穴や中穴加工を実施せず
にドリリングタッピンねじと呼ばれる特殊ねじを用い
て、ステンレス鋼表面から直接ねじ込み加工する工法が
実施されるようになってきた。即ち、ねじの先端がドリ
ル状に刃先加工され、ステンレス鋼板および下部構造物
をドリリングすると同時にねじ部でタッピングする工法
が採られるようになってきた。
の向上やコスト低減のため、下穴や中穴加工を実施せず
にドリリングタッピンねじと呼ばれる特殊ねじを用い
て、ステンレス鋼表面から直接ねじ込み加工する工法が
実施されるようになってきた。即ち、ねじの先端がドリ
ル状に刃先加工され、ステンレス鋼板および下部構造物
をドリリングすると同時にねじ部でタッピングする工法
が採られるようになってきた。
【０００４】このため、ねじ止め加工用材料に対し、ね
じの刃先部の硬さはＨｖで５００以上が、ねじ部ではＨ
ｖで４００以上が要求される。又、ねじの頭部はステン
レス鋼板の表面に露出するためＳＵＳ３０４と同等の耐
銹性と、ねじ込み時に損傷しないような高硬度が要求さ
れる。更に製品加工が容易であることが要求される。
じの刃先部の硬さはＨｖで５００以上が、ねじ部ではＨ
ｖで４００以上が要求される。又、ねじの頭部はステン
レス鋼板の表面に露出するためＳＵＳ３０４と同等の耐
銹性と、ねじ込み時に損傷しないような高硬度が要求さ
れる。更に製品加工が容易であることが要求される。
【０００５】従来、このような材料として、高加工硬化
特性を有するオーステナイト系ステンレス鋼の適用が試
みられているが、従来材は硬さが低く、ねじ込み性に劣
っていた。又、オーステナイト系ステンレス鋼のＳＵＳ
３０５やＳＵＳＸＭ７系ステンレス鋼を冷間加工により
強化したねじの先端にドリル形状の工具鋼を接合したド
リリングタッピンねじが使用されている。しかし、この
工法は高価なため、一体物のドリリングタッピンねじの
開発が試みられている。一体物のドリリングタッピンね
じの代表例としてＳＵＳ３０５やＳＵＳＸＭ７等を冷間
加工後窒化処理により硬化させた製品が提案されている
が、これら窒化処理表面の耐銹性はＳＵＳ３０４より劣
っている。
特性を有するオーステナイト系ステンレス鋼の適用が試
みられているが、従来材は硬さが低く、ねじ込み性に劣
っていた。又、オーステナイト系ステンレス鋼のＳＵＳ
３０５やＳＵＳＸＭ７系ステンレス鋼を冷間加工により
強化したねじの先端にドリル形状の工具鋼を接合したド
リリングタッピンねじが使用されている。しかし、この
工法は高価なため、一体物のドリリングタッピンねじの
開発が試みられている。一体物のドリリングタッピンね
じの代表例としてＳＵＳ３０５やＳＵＳＸＭ７等を冷間
加工後窒化処理により硬化させた製品が提案されている
が、これら窒化処理表面の耐銹性はＳＵＳ３０４より劣
っている。
【０００６】又、近年、高強度、高耐銹性の材料として
Ｃ：０．１５％、Ｓｉ：０．２％、Ｍｎ：０．５％、Ｎ
ｉ：２．０％、Ｃｒ：１３．２％、Ｍｏ：２．０％、
Ｎ：０．１％系のマルテンサイト系ステンレス鋼が提案
されている。しかしながら、Ｎｉを使用しており、製造
原価が高いため、安価なもので高硬度・高耐銹性が要求
されている。
Ｃ：０．１５％、Ｓｉ：０．２％、Ｍｎ：０．５％、Ｎ
ｉ：２．０％、Ｃｒ：１３．２％、Ｍｏ：２．０％、
Ｎ：０．１％系のマルテンサイト系ステンレス鋼が提案
されている。しかしながら、Ｎｉを使用しており、製造
原価が高いため、安価なもので高硬度・高耐銹性が要求
されている。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】本発明はマルテンサイ
ト系ステンレス鋼において、前記問題の全てを解決した
鋼を提供することを目的とする。本発明の他の目的は、
高硬度、高耐銹性のねじ、釘、ばね、シャフト等の冷間
成形加工品を安価に提供することを目的とする。
ト系ステンレス鋼において、前記問題の全てを解決した
鋼を提供することを目的とする。本発明の他の目的は、
高硬度、高耐銹性のねじ、釘、ばね、シャフト等の冷間
成形加工品を安価に提供することを目的とする。
【０００８】本発明者らは以上の目的を達成するため
に、以下に述べる技術を開発したものである。
に、以下に述べる技術を開発したものである。
【０００９】
【課題を解決するための手段】すなわち、本発明はマル
テンサイト系ステンレス鋼の成分において種々究明した
ところ、重量％で、Ｃ：０．１３〜０．２％、Ｓｉ：
０．１〜１．０％、Ｍｎ：２．０〜６．０％、Ｃｒ：１
１．０〜１６．０％、Ｍｏ：１．３〜３．５％、Ａｌ：
０．００１〜０．１％、Ｎ：０．０６〜０．１３％を含
有し、かつ（１）式で表されるＡＲＩの値が１７〜２１
（％）、（２）式で表されるＤＩの値が０（％）未満で
ある場合に、マルテンサイト系ステンレス鋼で耐銹性が
ＳＵＳ３０４並以上になることを見出した。
テンサイト系ステンレス鋼の成分において種々究明した
ところ、重量％で、Ｃ：０．１３〜０．２％、Ｓｉ：
０．１〜１．０％、Ｍｎ：２．０〜６．０％、Ｃｒ：１
１．０〜１６．０％、Ｍｏ：１．３〜３．５％、Ａｌ：
０．００１〜０．１％、Ｎ：０．０６〜０．１３％を含
有し、かつ（１）式で表されるＡＲＩの値が１７〜２１
（％）、（２）式で表されるＤＩの値が０（％）未満で
ある場合に、マルテンサイト系ステンレス鋼で耐銹性が
ＳＵＳ３０４並以上になることを見出した。
【００１０】 ＡＲＩ＝Ｃｒ＋２．４Ｍｏ ……（１）式 ＤＩ ＝Ｃｒ＋１．２Ｍｏ＋０．５Ｓｉ＋２．５Ａｌ−（２５Ｃ＋１８Ｎ ＋０．５Ｍｎ）−１０．０ ……（２）式 更に、（３）式で表されるマルテンサイト量指標である
ＭＩの値が０（％）未満の場合、焼入れ後又、焼入れ・
焼戻し後のマルテンサイト硬さがＨｖ≧５００になるこ
とを見出した。
ＭＩの値が０（％）未満の場合、焼入れ後又、焼入れ・
焼戻し後のマルテンサイト硬さがＨｖ≧５００になるこ
とを見出した。
【００１１】 ＭＩ ＝０．５Ｍｎ＋３０Ｃ＋１８Ｎ＋０．８Ｃｒ＋１．２Ｓｉ＋１．４Ｍｏ −２４．０ ……（３）式 すなわち、前記諸成分と（１）〜（３）式を満足し、か
つマルテンサイト組織（焼戻し組織を含む）を有するス
テンレス鋼はＳＵＳ３０４並の優れた耐銹性とＨｖ≧５
００のマルテンサイト硬さを有する。
つマルテンサイト組織（焼戻し組織を含む）を有するス
テンレス鋼はＳＵＳ３０４並の優れた耐銹性とＨｖ≧５
００のマルテンサイト硬さを有する。
【００１２】前記の鋼成分に加えて、Ｂを０．００１〜
０．０１０％添加すると焼入れ、又は、焼入れ・焼戻し
後の硬さがＨｖ≧５２０になり、硬さを更に向上するこ
とができる。又、Ｔｉを０．０５〜１．０％、Ｎｂを
０．０５〜１．０％添加すると耐銹性を更に向上するこ
とができる。
０．０１０％添加すると焼入れ、又は、焼入れ・焼戻し
後の硬さがＨｖ≧５２０になり、硬さを更に向上するこ
とができる。又、Ｔｉを０．０５〜１．０％、Ｎｂを
０．０５〜１．０％添加すると耐銹性を更に向上するこ
とができる。
【００１３】前述したマルテンサイト系ステンレス鋼は
ねじ込み性と耐銹性を必要とするドリリングタッピンね
じを製造するのに極めて適している。すなわち、熱延線
材を焼鈍した後、容易にねじを成形することができ、更
にこれを例えば好ましい範囲として１０５０〜１３００
℃の温度範囲から０．５℃／ｓ以上の冷却速度で焼入れ
し、続いて１００〜４００℃の温度範囲で焼戻しするこ
とにより、刃先硬さがＨｖで５００以上、厚さが５．５
ｍｍのＳＳ４００の鋼板にねじ込み可能なドリリングタ
ッピンねじを製造することができる。
ねじ込み性と耐銹性を必要とするドリリングタッピンね
じを製造するのに極めて適している。すなわち、熱延線
材を焼鈍した後、容易にねじを成形することができ、更
にこれを例えば好ましい範囲として１０５０〜１３００
℃の温度範囲から０．５℃／ｓ以上の冷却速度で焼入れ
し、続いて１００〜４００℃の温度範囲で焼戻しするこ
とにより、刃先硬さがＨｖで５００以上、厚さが５．５
ｍｍのＳＳ４００の鋼板にねじ込み可能なドリリングタ
ッピンねじを製造することができる。
【００１４】
【作用】先ず、本発明のマルテンサイト系ステンレス鋼
の成分範囲の限定理由について具体的に述べる。Ｃはマ
ルテンサイト系ステンレス鋼の硬さがビッカース硬さＨ
ｖで５００以上を確保するために０．１３％以上添加す
る。しかし、０．２０％を超えて添加すると炭化物を析
出させて耐銹性を低下させるばかりか、ＭＩの値が大き
くなって残留オーステナイト組織が存在して硬さを低下
させることから、上限を０．２０％に限定した。
の成分範囲の限定理由について具体的に述べる。Ｃはマ
ルテンサイト系ステンレス鋼の硬さがビッカース硬さＨ
ｖで５００以上を確保するために０．１３％以上添加す
る。しかし、０．２０％を超えて添加すると炭化物を析
出させて耐銹性を低下させるばかりか、ＭＩの値が大き
くなって残留オーステナイト組織が存在して硬さを低下
させることから、上限を０．２０％に限定した。
【００１５】Ｓｉは脱酸のために必要な元素であり０．
１％以上添加する。しかし、１．０％を超えて添加する
とその効果は飽和するばかりか冷間加工性を著しく低下
させることから、上限を１．０％に限定した。Ｍｎは脱
酸のために、かつオーステナイトを生成するために安価
で有効な元素である。また、ＭｎＳの形成により固溶Ｓ
を低減させ、熱間加工性を向上させる。そのため、２．
０％以上添加する。しかし、６．０％を超えて添加する
と耐銹性を低下させるばかりか、ＭＩの値が大きくなっ
て残留オーステナイト組織が存在し、硬さを低下させる
ことから、上限を６．０％に限定した。
１％以上添加する。しかし、１．０％を超えて添加する
とその効果は飽和するばかりか冷間加工性を著しく低下
させることから、上限を１．０％に限定した。Ｍｎは脱
酸のために、かつオーステナイトを生成するために安価
で有効な元素である。また、ＭｎＳの形成により固溶Ｓ
を低減させ、熱間加工性を向上させる。そのため、２．
０％以上添加する。しかし、６．０％を超えて添加する
と耐銹性を低下させるばかりか、ＭＩの値が大きくなっ
て残留オーステナイト組織が存在し、硬さを低下させる
ことから、上限を６．０％に限定した。
【００１６】ＣｒはＡＲＩの値を大きくして耐銹性を付
与するために１１．０％以上添加する。しかし、１６．
０％を超えて添加するとＤＩの値が過大となってδフェ
ライト組織が存在し、硬さおよび耐銹性を著しく低下さ
せるため上限を１６．０に限定した。ＭｏはＡＲＩの値
を増大して耐銹性を付与するために１．３％以上添加す
る。しかし、３．５％を超えて添加するとその効果は飽
和するばかりか、ＤＩの値が過大となってδフェライト
組織が存在し、硬さおよび耐銹性を著しく低下させるた
め上限を３．５％に限定した。
与するために１１．０％以上添加する。しかし、１６．
０％を超えて添加するとＤＩの値が過大となってδフェ
ライト組織が存在し、硬さおよび耐銹性を著しく低下さ
せるため上限を１６．０に限定した。ＭｏはＡＲＩの値
を増大して耐銹性を付与するために１．３％以上添加す
る。しかし、３．５％を超えて添加するとその効果は飽
和するばかりか、ＤＩの値が過大となってδフェライト
組織が存在し、硬さおよび耐銹性を著しく低下させるた
め上限を３．５％に限定した。
【００１７】Ａｌは脱酸のために必要な元素であり、
０．００１％以上添加する。しかし、０．１％を超えて
添加するとその効果は飽和するばかりか、粗大な酸化物
系介在物を生成し、冷間加工割れを生じたり工具寿命を
損なうため上限を０．１％に限定した。Ｎは硬度を上昇
させるためと、ＤＩの値を低下させてδフェライト組織
を抑え耐銹性を付与するために０．０６％以上添加す
る。しかし、０．１３％を超えて添加すると飽和して気
泡やＣｒ炭窒化物を生成して耐銹性を低下させるため上
限を０．１３％に限定した。
０．００１％以上添加する。しかし、０．１％を超えて
添加するとその効果は飽和するばかりか、粗大な酸化物
系介在物を生成し、冷間加工割れを生じたり工具寿命を
損なうため上限を０．１％に限定した。Ｎは硬度を上昇
させるためと、ＤＩの値を低下させてδフェライト組織
を抑え耐銹性を付与するために０．０６％以上添加す
る。しかし、０．１３％を超えて添加すると飽和して気
泡やＣｒ炭窒化物を生成して耐銹性を低下させるため上
限を０．１３％に限定した。
【００１８】Ｂは最終製品の強化に当たって、焼入硬さ
を向上させる。更に、製造性の面から熱間加工性を改善
する。従って、上記効果が本発明鋼にとって更に必要な
時、０．００１〜０．１０％の範囲内で添加する。しか
し、０．０１０％を超えるとホウ化物を析出し、逆に熱
間加工性を悪くするばかりか耐銹性を劣化させることか
ら、上限を０．０１０％に限定した。又、０．００１％
未満では上記効果が得られないので下限を０．００１％
とした。
を向上させる。更に、製造性の面から熱間加工性を改善
する。従って、上記効果が本発明鋼にとって更に必要な
時、０．００１〜０．１０％の範囲内で添加する。しか
し、０．０１０％を超えるとホウ化物を析出し、逆に熱
間加工性を悪くするばかりか耐銹性を劣化させることか
ら、上限を０．０１０％に限定した。又、０．００１％
未満では上記効果が得られないので下限を０．００１％
とした。
【００１９】Ｔｉは冷却中にＣｒ炭窒化物を抑え耐銹性
を向上させる有効な元素であり、必要によって添加す
る。しかし、１．０％超添加すると上記効果は飽和し、
経済的でないばかりか、冷間加工性を劣化させることか
ら上限を１．０％とし、その効果が得られる下限値を
０．０５％とした。Ｎｂは冷却中にＣｒ炭窒化物を抑え
耐銹性を向上させる有効な元素であり、必要によって添
加する。しかし、１．０％超添加すると上記効果は飽和
するばかりか、冷間加工性を劣化させる。０．０５％未
満ではその効果が得られないので０．０５〜１．０％の
範囲とした。
を向上させる有効な元素であり、必要によって添加す
る。しかし、１．０％超添加すると上記効果は飽和し、
経済的でないばかりか、冷間加工性を劣化させることか
ら上限を１．０％とし、その効果が得られる下限値を
０．０５％とした。Ｎｂは冷却中にＣｒ炭窒化物を抑え
耐銹性を向上させる有効な元素であり、必要によって添
加する。しかし、１．０％超添加すると上記効果は飽和
するばかりか、冷間加工性を劣化させる。０．０５％未
満ではその効果が得られないので０．０５〜１．０％の
範囲とした。
【００２０】次に本発明で特定した（１）〜（３）の各
式について説明する。ＡＲＩの式は母材の耐銹性に対す
る各種元素の影響を調査した結果得られたもので、耐銹
性に対し効果のある元素とその影響度を示すものであ
る。耐銹性に対しては、ＣｒとＭｏが最も影響を与え
る。ＡＲＩは母材の耐銹性向上のために１７（％）以上
にするが、２１（％）を超えると製造性を悪くするため
上限を２１（％）に限定した。
式について説明する。ＡＲＩの式は母材の耐銹性に対す
る各種元素の影響を調査した結果得られたもので、耐銹
性に対し効果のある元素とその影響度を示すものであ
る。耐銹性に対しては、ＣｒとＭｏが最も影響を与え
る。ＡＲＩは母材の耐銹性向上のために１７（％）以上
にするが、２１（％）を超えると製造性を悪くするため
上限を２１（％）に限定した。
【００２１】ＤＩの式は母材中のδフェライト量に対す
る各種元素の影響を調査した結果得られたもので、δフ
ェライト量に対し効果のある元素とその影響度を示すも
のである。Ｍｎ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｓｉ，Ａｌ，Ｃ，Ｎが影
響を与える。ＤＩの値が０（％）以上になるとδフェラ
イトが存在し、硬さを低下させるばかりか、焼入れ時に
δフェライト界面に炭窒化物を析出させ、耐銹性を著し
く低下させるため０（％）未満に限定した。
る各種元素の影響を調査した結果得られたもので、δフ
ェライト量に対し効果のある元素とその影響度を示すも
のである。Ｍｎ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｓｉ，Ａｌ，Ｃ，Ｎが影
響を与える。ＤＩの値が０（％）以上になるとδフェラ
イトが存在し、硬さを低下させるばかりか、焼入れ時に
δフェライト界面に炭窒化物を析出させ、耐銹性を著し
く低下させるため０（％）未満に限定した。
【００２２】ＭＩの式は母材中のマルテンサイト組織量
に対する各種元素の影響を調査した結果得られたもの
で、マルテンサイト組織量に対し効果のある元素とその
影響度を示すものである。Ｍｎ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｓｉ，Ａ
ｌ，Ｃ，Ｎが影響を与える。ＭＩの値が０（％）以上に
なると焼入れ組織中にオーステナイト組織が散在し、硬
さがＨｖで５００以上になるため０（％）未満に限定し
た。
に対する各種元素の影響を調査した結果得られたもの
で、マルテンサイト組織量に対し効果のある元素とその
影響度を示すものである。Ｍｎ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｓｉ，Ａ
ｌ，Ｃ，Ｎが影響を与える。ＭＩの値が０（％）以上に
なると焼入れ組織中にオーステナイト組織が散在し、硬
さがＨｖで５００以上になるため０（％）未満に限定し
た。
【００２３】本発明鋼はマルテンサイト組織又は焼戻し
マルテンサイト組織からなる。Ｃｒ炭化物、特に旧オー
ステナイト粒界のＣｒ炭化物は耐銹性を劣化させるので
鋼組織中に析出させない方がよい。次に例えばドリリン
グタッピンねじの製造方法を説明する。本発明鋼のビレ
ットを線材に熱間圧延した後、該熱延線材に焼鈍を施
し、続いて伸線加工を行って所望の線径にした後、焼鈍
を施し、ドリリングタッピンねじに冷間成形する。
マルテンサイト組織からなる。Ｃｒ炭化物、特に旧オー
ステナイト粒界のＣｒ炭化物は耐銹性を劣化させるので
鋼組織中に析出させない方がよい。次に例えばドリリン
グタッピンねじの製造方法を説明する。本発明鋼のビレ
ットを線材に熱間圧延した後、該熱延線材に焼鈍を施
し、続いて伸線加工を行って所望の線径にした後、焼鈍
を施し、ドリリングタッピンねじに冷間成形する。
【００２４】ドリリングタッピンねじを成形した後、該
ねじに焼入れ処理を施す。焼入れ温度は１０５０〜１３
００℃がよい。又、焼入れ時の冷却速度は０．５〜２０
℃／ｓがよい。以上の焼入れ処理を施した後、靱性およ
び遅れ破壊防止のため、通常の焼戻し処理を施す。
ねじに焼入れ処理を施す。焼入れ温度は１０５０〜１３
００℃がよい。又、焼入れ時の冷却速度は０．５〜２０
℃／ｓがよい。以上の焼入れ処理を施した後、靱性およ
び遅れ破壊防止のため、通常の焼戻し処理を施す。
【００２５】
【実施例】以下に本発明の実施例について説明する。表
１に本発明鋼Ｎｏ．１〜１８の成分を、表２（表１のつ
づき）に比較鋼Ｎｏ．１９〜３３の成分をそれぞれ示
す。本発明鋼Ｎｏ．１〜３と比較鋼Ｎｏ．１９〜２０は
１３．１Ｃｒ−２．０Ｍｏ−０．１６Ｃ−０．１０Ｎを
基本成分としてオーステナイト生成元素であるＭｎ量
（％）を変化させたものである。
１に本発明鋼Ｎｏ．１〜１８の成分を、表２（表１のつ
づき）に比較鋼Ｎｏ．１９〜３３の成分をそれぞれ示
す。本発明鋼Ｎｏ．１〜３と比較鋼Ｎｏ．１９〜２０は
１３．１Ｃｒ−２．０Ｍｏ−０．１６Ｃ−０．１０Ｎを
基本成分としてオーステナイト生成元素であるＭｎ量
（％）を変化させたものである。
【００２６】本発明鋼Ｎｏ．２，４〜６と比較鋼Ｎｏ．
２１〜２４は３．０Ｍｎ−０．１５Ｃ−０．１０Ｎを基
本成分として耐銹性に寄与するＣｒ量（％）およびＭｏ
量（％）を変化させたものである。本発明鋼Ｎｏ．７〜
１０と比較鋼Ｎｏ．２５〜２８は１３．５Ｃｒ−２．０
Ｍｏ−４．０Ｍｎを基本成分として焼入れ硬さに寄与す
るＣ量（％）およびＮ量（％）を変化させたものであ
る。
２１〜２４は３．０Ｍｎ−０．１５Ｃ−０．１０Ｎを基
本成分として耐銹性に寄与するＣｒ量（％）およびＭｏ
量（％）を変化させたものである。本発明鋼Ｎｏ．７〜
１０と比較鋼Ｎｏ．２５〜２８は１３．５Ｃｒ−２．０
Ｍｏ−４．０Ｍｎを基本成分として焼入れ硬さに寄与す
るＣ量（％）およびＮ量（％）を変化させたものであ
る。
【００２７】本発明鋼Ｎｏ．２，１１，１２と比較鋼Ｎ
ｏ．２９，３０は１３．０Ｃｒ−２．０Ｍｏ−３．０Ｍ
ｎ−０．１５Ｃ−０．１Ｎを基本成分として脱酸元素で
あるＳｉ量（％）およびＡｌ量（％）を変化させたもの
である。本発明鋼Ｎｏ．２，１３〜１８と比較鋼Ｎｏ．
３１〜３３は１３．０Ｃｒ−２．０Ｍｏ−３．０Ｍｎ−
０．１５Ｃ−０．１Ｎを基本成分としてＢ量（％）、Ｔ
ｉ量（％）およびＮｂ量（％）を変化させたものであ
る。
ｏ．２９，３０は１３．０Ｃｒ−２．０Ｍｏ−３．０Ｍ
ｎ−０．１５Ｃ−０．１Ｎを基本成分として脱酸元素で
あるＳｉ量（％）およびＡｌ量（％）を変化させたもの
である。本発明鋼Ｎｏ．２，１３〜１８と比較鋼Ｎｏ．
３１〜３３は１３．０Ｃｒ−２．０Ｍｏ−３．０Ｍｎ−
０．１５Ｃ−０．１Ｎを基本成分としてＢ量（％）、Ｔ
ｉ量（％）およびＮｂ量（％）を変化させたものであ
る。
【００２８】以上の本発明鋼および比較鋼を通常のステ
ンレス鋼の製造工程で、溶製、熱間線材圧延、軟化焼
鈍、伸線加工、軟化焼鈍を施しステンレス鋼線とした。
その後、鍛造、圧造によりドリリングタッピンねじに加
工し、その後１１００℃に加熱した後、１０分保定した
後、該温度から５℃／ｓの冷却速度で焼入れを行い、更
に２００℃に加熱し、３０分間保持の焼戻し処理を施し
た。この結果、Ｃｒ炭化物が微細に析出した焼戻しマル
テンサイト組織のものが得られた。
ンレス鋼の製造工程で、溶製、熱間線材圧延、軟化焼
鈍、伸線加工、軟化焼鈍を施しステンレス鋼線とした。
その後、鍛造、圧造によりドリリングタッピンねじに加
工し、その後１１００℃に加熱した後、１０分保定した
後、該温度から５℃／ｓの冷却速度で焼入れを行い、更
に２００℃に加熱し、３０分間保持の焼戻し処理を施し
た。この結果、Ｃｒ炭化物が微細に析出した焼戻しマル
テンサイト組織のものが得られた。
【００２９】次に、該加工熱処理材の耐銹性および製品
硬さ、ねじ込み性を評価するための試験を行った。耐銹
性評価試験はＪＩＳＺ２３７１により線材圧延後の線材
を平板に熱延、冷間圧延後、１１００℃に加熱した後、
１０分保定した後、該温度から５℃／ｓの冷却速度で焼
入れを行い、更に２００℃に加熱し、３０分間保持の焼
戻し処理を施し、次いで表面＃５００研磨後、１００×
５０×１ｍｍの板にて５００時間試験実施後評価した。
本発明例の耐銹性ランクはＪＩＳ評点の９．５以上であ
る。
硬さ、ねじ込み性を評価するための試験を行った。耐銹
性評価試験はＪＩＳＺ２３７１により線材圧延後の線材
を平板に熱延、冷間圧延後、１１００℃に加熱した後、
１０分保定した後、該温度から５℃／ｓの冷却速度で焼
入れを行い、更に２００℃に加熱し、３０分間保持の焼
戻し処理を施し、次いで表面＃５００研磨後、１００×
５０×１ｍｍの板にて５００時間試験実施後評価した。
本発明例の耐銹性ランクはＪＩＳ評点の９．５以上であ
る。
【００３０】製品硬さはＪＩＳＺ２２４４によりねじの
刃先表面下０．１ｍｍの位置を測定した。本発明例の刃
先硬さはビッカース硬さ５００以上である。ねじ込み性
は５．５ｍｍ板厚のＳＳ４００板をねじ込み試験し、損
傷無くねじ込み可能か否かで判断した。損傷無くねじ込
み可能な場合はねじ込み性を○、不可な場合はねじ込み
性を×として評価した。本発明例のねじ込み性は○であ
る。
刃先表面下０．１ｍｍの位置を測定した。本発明例の刃
先硬さはビッカース硬さ５００以上である。ねじ込み性
は５．５ｍｍ板厚のＳＳ４００板をねじ込み試験し、損
傷無くねじ込み可能か否かで判断した。損傷無くねじ込
み可能な場合はねじ込み性を○、不可な場合はねじ込み
性を×として評価した。本発明例のねじ込み性は○であ
る。
【００３１】以上の試験結果を表３（本発明例）及び表
４（表３のつづき）（比較例）に示す。各表から明らか
なように、本発明例は全て上記の特性ランクを満足して
いるのに対し、比較例Ｎｏ．１９はＭｎ量が低くＤＩの
値が高くδフェライト組織が存在するため、硬さ、ねじ
込み性および耐銹性に劣っていた。比較例Ｎｏ．２０は
Ｍｎ量が高くＭＩの値が０（％）以上でマルテンサイト
組織を得られないため硬さ、ねじ込み性および耐銹性に
劣っていた。
４（表３のつづき）（比較例）に示す。各表から明らか
なように、本発明例は全て上記の特性ランクを満足して
いるのに対し、比較例Ｎｏ．１９はＭｎ量が低くＤＩの
値が高くδフェライト組織が存在するため、硬さ、ねじ
込み性および耐銹性に劣っていた。比較例Ｎｏ．２０は
Ｍｎ量が高くＭＩの値が０（％）以上でマルテンサイト
組織を得られないため硬さ、ねじ込み性および耐銹性に
劣っていた。
【００３２】比較例Ｎｏ．２１はＣｒ量が高くＤＩの値
が高くδフェライト組織が存在するため、硬さ、ねじ込
み性および耐銹性に劣っていた。比較例Ｎｏ．２２はＣ
ｒ量が低くＡＲＩの値が低いため、耐銹性に劣ってい
た。比較例Ｎｏ．２３はＭｏ量が低くＡＲＩの値が低い
ため、耐銹性に劣っていた。比較例Ｎｏ．２４はＭｏ量
が高くＡＲＩの値が高いため、経済的でないばかりか、
ＤＩの値が高くδフェライト組織が存在するため、硬
さ、ねじ込み性および耐銹性に劣っていた。
が高くδフェライト組織が存在するため、硬さ、ねじ込
み性および耐銹性に劣っていた。比較例Ｎｏ．２２はＣ
ｒ量が低くＡＲＩの値が低いため、耐銹性に劣ってい
た。比較例Ｎｏ．２３はＭｏ量が低くＡＲＩの値が低い
ため、耐銹性に劣っていた。比較例Ｎｏ．２４はＭｏ量
が高くＡＲＩの値が高いため、経済的でないばかりか、
ＤＩの値が高くδフェライト組織が存在するため、硬
さ、ねじ込み性および耐銹性に劣っていた。
【００３３】比較例Ｎｏ．２５はＮ量（％）が低いため
硬さ、ねじ込み性に劣っていた。比較例Ｎｏ．２６はＮ
量（％）が高いためＣｒ炭窒化物の生成により、耐銹性
に劣るばかりか、ブローホールを生成し、製造性が悪か
った。比較例Ｎｏ．２７はＣ量（％）が低いため硬さお
よびねじ込み性に劣っていた。比較例Ｎｏ．２８はＣ量
（％）が高いため、耐銹性に劣るばかりか、ＭＩの値が
０（％）以上でオーステナイト組織が存在するため、硬
さおよびねじ込み性に劣っていた。
硬さ、ねじ込み性に劣っていた。比較例Ｎｏ．２６はＮ
量（％）が高いためＣｒ炭窒化物の生成により、耐銹性
に劣るばかりか、ブローホールを生成し、製造性が悪か
った。比較例Ｎｏ．２７はＣ量（％）が低いため硬さお
よびねじ込み性に劣っていた。比較例Ｎｏ．２８はＣ量
（％）が高いため、耐銹性に劣るばかりか、ＭＩの値が
０（％）以上でオーステナイト組織が存在するため、硬
さおよびねじ込み性に劣っていた。
【００３４】比較例Ｎｏ．２９はＳｉ量（％）が高いた
め製品への冷間加工中に割れが発生し、製造性が悪かっ
た。比較例Ｎｏ．３０はＡｌ量（％）が高いため大型酸
化物系介在物の生成により冷間加工中に割れが発生し、
製造性が悪かった。比較例Ｎｏ．３１はＢ量（％）が高
いため、ホウ化物を生成し、耐銹性に劣るばかりか、熱
間圧延疵が発生し、製造性が悪かった。比較鋼Ｎｏ．３
２はＴｉ量（％）が高いため、製品への冷間加工中に割
れが発生し、製造性が悪かった。比較鋼Ｎｏ．３３はＮ
ｂ量（％）が高いため冷間加工性が悪かった。
め製品への冷間加工中に割れが発生し、製造性が悪かっ
た。比較例Ｎｏ．３０はＡｌ量（％）が高いため大型酸
化物系介在物の生成により冷間加工中に割れが発生し、
製造性が悪かった。比較例Ｎｏ．３１はＢ量（％）が高
いため、ホウ化物を生成し、耐銹性に劣るばかりか、熱
間圧延疵が発生し、製造性が悪かった。比較鋼Ｎｏ．３
２はＴｉ量（％）が高いため、製品への冷間加工中に割
れが発生し、製造性が悪かった。比較鋼Ｎｏ．３３はＮ
ｂ量（％）が高いため冷間加工性が悪かった。
【００３５】以上の実施例から分かるように本発明鋼お
よび本発明ドリリングタッピンねじの優位性が明らかで
ある。
よび本発明ドリリングタッピンねじの優位性が明らかで
ある。
【００３６】
【表１】
【００３７】
【表２】
【００３８】
【表３】
【００３９】
【表４】
【００４０】
【発明の効果】本発明により耐銹性に優れた高硬度ドリ
リングタッピンねじ、小ねじ、ボルト、釘、ピン、シャ
フト等の冷間成形加工品を安価に提供することが可能
で、産業上有効な効果がもたらされる。
リングタッピンねじ、小ねじ、ボルト、釘、ピン、シャ
フト等の冷間成形加工品を安価に提供することが可能
で、産業上有効な効果がもたらされる。
Claims (4)
- 【請求項１】 重量％で、 Ｃ ：０．１３〜０．２０％、 Ｓｉ：０．１〜１．０％、 Ｍｎ：２．０〜６．０％、 Ｃｒ：１１．０〜１６．０％、 Ｍｏ：１．３〜３．５％、 Ａｌ：０．００１〜０．１％、 Ｎ ：０．０６〜０．１３％ を含有し、かつ（１）式で表されるＡＲＩの値が１７〜
２１（％）、（２）式で表されるＤＩの値が０（％）未
満、（３）式で表されるＭＩの値が０（％）未満で、残
部が実質的にＦｅおよび不可避的不純物からなることを
特徴とする耐銹性に優れた高強度マルテンサイト系ステ
ンレス鋼。 ＡＲＩ＝Ｃｒ＋２．４Ｍｏ ……（１）式 ＤＩ ＝Ｃｒ＋１．２Ｍｏ＋０．５Ｓｉ＋２．５Ａｌ−（２５Ｃ＋１８Ｎ ＋０．５Ｍｎ）−１０．０ ……（２）式 ＭＩ ＝０．５Ｍｎ＋３０Ｃ＋１８Ｎ＋０．８Ｃｒ＋１．２Ｓｉ＋１．４Ｍｏ −２４．０ ……（３）式 - 【請求項２】 重量％で、 Ｂ：０．００１〜０．０１０％ を含有することを特徴とする請求項１記載の耐銹性に優
れた高強度マルテンサイト系ステンレス鋼。 - 【請求項３】 重量％で、 Ｔｉ：０．０５〜１．０％、 Ｎｂ：０．０５〜１．０％ を含有し、残部が実質的にＦｅおよび不可避的不純物か
らなることを特徴とする請求項１又は２記載の耐銹性に
優れた高強度マルテンサイト系ステンレス鋼。 - 【請求項４】 請求項１〜３いずれか１項に記載のステ
ンレス鋼のビレットを線材に熱間圧延し、該熱延線材を
焼鈍し、伸線加工し、焼鈍し、該焼鈍線材を冷間成形加
工し、焼入れ・焼戻し処理することを特徴とする耐銹性
に優れた高強度マルテンサイト系ステンレス鋼冷間成形
加工品の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10416794A JPH07316742A (ja) | 1994-05-18 | 1994-05-18 | 耐銹性に優れた高強度マルテンサイト系ステンレス鋼および冷間成形加工品の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10416794A JPH07316742A (ja) | 1994-05-18 | 1994-05-18 | 耐銹性に優れた高強度マルテンサイト系ステンレス鋼および冷間成形加工品の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH07316742A true JPH07316742A (ja) | 1995-12-05 |
Family
ID=14373494
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP10416794A Withdrawn JPH07316742A (ja) | 1994-05-18 | 1994-05-18 | 耐銹性に優れた高強度マルテンサイト系ステンレス鋼および冷間成形加工品の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH07316742A (ja) |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2009249852A (ja) * | 2008-04-02 | 2009-10-29 | Toyota Motor Corp | 面格子固定ブラケット及び面格子固定構造 |
| JP2017106096A (ja) * | 2015-12-07 | 2017-06-15 | ポスコＰｏｓｃｏ | 耐食性に優れた高強度線材及びその製造方法 |
| CN114829636A (zh) * | 2019-12-19 | 2022-07-29 | 日铁不锈钢株式会社 | 冷加工性优异的高硬度-高耐蚀性用途的马氏体系不锈钢及其制造方法 |
| CN115055694A (zh) * | 2022-05-23 | 2022-09-16 | 上海交通大学 | 一种增材制造超高强塑积的超高强不锈钢材料的制备方法 |
| EP4279205A1 (de) * | 2022-05-19 | 2023-11-22 | Deutsche Edelstahlwerke Specialty Steel GmbH & Co. KG | Stahlpulver, stahl für die erzeugung eines stahlpulvers, verwendung eines stahls zur erzeugung eines stahlpulvers und verfahren zur herstellung eines bauteils aus einem stahlpulver |
-
1994
- 1994-05-18 JP JP10416794A patent/JPH07316742A/ja not_active Withdrawn
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2009249852A (ja) * | 2008-04-02 | 2009-10-29 | Toyota Motor Corp | 面格子固定ブラケット及び面格子固定構造 |
| JP2017106096A (ja) * | 2015-12-07 | 2017-06-15 | ポスコＰｏｓｃｏ | 耐食性に優れた高強度線材及びその製造方法 |
| CN114829636A (zh) * | 2019-12-19 | 2022-07-29 | 日铁不锈钢株式会社 | 冷加工性优异的高硬度-高耐蚀性用途的马氏体系不锈钢及其制造方法 |
| CN114829636B (zh) * | 2019-12-19 | 2024-03-26 | 日铁不锈钢株式会社 | 冷加工性优异的高硬度-高耐蚀性用途的马氏体系不锈钢及其制造方法 |
| EP4279205A1 (de) * | 2022-05-19 | 2023-11-22 | Deutsche Edelstahlwerke Specialty Steel GmbH & Co. KG | Stahlpulver, stahl für die erzeugung eines stahlpulvers, verwendung eines stahls zur erzeugung eines stahlpulvers und verfahren zur herstellung eines bauteils aus einem stahlpulver |
| CN115055694A (zh) * | 2022-05-23 | 2022-09-16 | 上海交通大学 | 一种增材制造超高强塑积的超高强不锈钢材料的制备方法 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A300 | Withdrawal of application because of no request for examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A300 Effective date: 20010731 |