JPH10121209A - 焼入性に優れた高硬度ステンレス鋼 - Google Patents
焼入性に優れた高硬度ステンレス鋼Info
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- JPH10121209A JPH10121209A JP27277396A JP27277396A JPH10121209A JP H10121209 A JPH10121209 A JP H10121209A JP 27277396 A JP27277396 A JP 27277396A JP 27277396 A JP27277396 A JP 27277396A JP H10121209 A JPH10121209 A JP H10121209A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 プロセスコストの低減を可能にする焼鈍状態
での良好な加工性を有したまま、焼入性を改善し、高周
波焼入処理でも５８ＨＲＣ（６５３ＨＶ）以上が得られ
るよう高周波焼入性を大幅に改善した高硬度ステンレス
鋼を提供すること。 【解決手段】 重量％で、Ｃ：０．４０〜０．７０％、
Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｎｉ：
０．２５〜１．０％、Ｃｒ：１１〜１４％、Ｍｏ：１．
５％以下、Ｎ：０．０５〜０．３０％、Ｂ：０．００１
〜０．０１５％、残部をＦｅ及び不可避的不純物よりな
ることを特徴とする焼入性に優れた高硬度ステンレス
鋼。但し、Ｃ＋Ｎ：０．５５〜０．８５％。また、上記
成分範囲に加えてＶ、Ｗ、Ｔｉを単独で０．５０％以
下、または複合で合計０．７０％以下を含有することを
特徴とする焼入性に優れた高硬度ステンレス鋼。
での良好な加工性を有したまま、焼入性を改善し、高周
波焼入処理でも５８ＨＲＣ（６５３ＨＶ）以上が得られ
るよう高周波焼入性を大幅に改善した高硬度ステンレス
鋼を提供すること。 【解決手段】 重量％で、Ｃ：０．４０〜０．７０％、
Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｎｉ：
０．２５〜１．０％、Ｃｒ：１１〜１４％、Ｍｏ：１．
５％以下、Ｎ：０．０５〜０．３０％、Ｂ：０．００１
〜０．０１５％、残部をＦｅ及び不可避的不純物よりな
ることを特徴とする焼入性に優れた高硬度ステンレス
鋼。但し、Ｃ＋Ｎ：０．５５〜０．８５％。また、上記
成分範囲に加えてＶ、Ｗ、Ｔｉを単独で０．５０％以
下、または複合で合計０．７０％以下を含有することを
特徴とする焼入性に優れた高硬度ステンレス鋼。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、高硬度を有するス
テンレス鋼で問題となる焼入性を改善し、特に高周波焼
入に適する高硬度ステンレス鋼に関するものである。
テンレス鋼で問題となる焼入性を改善し、特に高周波焼
入に適する高硬度ステンレス鋼に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】一般に耐食性と耐摩耗性が必要な耐食軸
受やシャフトなどの用途向けに高硬度を有するＳＵＳ４
４０Ｃ等の高Ｃ−１６Ｃｒ系マルテンサイトステンレス
鋼やＳＵＳ４２０Ｊ２といった中Ｃ−１３Ｃｒ系マルテ
ンサイトステンレス鋼が使用されている。この中でＳＵ
Ｓ４４０Ｃは通常の焼入焼戻で５８ＨＲＣ（６５３ＨＶ
相当）以上の高硬度が得られるが、焼鈍状態で粗大共晶
炭化物が多く加工性が劣る問題がある。これに対しＳＵ
Ｓ４２０Ｊ２はＳＵＳ４４０Ｃに比べるとＣ，Ｃｒとも
低いため、共晶炭化物が無く焼鈍状態での加工性は良好
であるが、逆に焼入焼戻状態での硬さが低いため耐摩耗
性が劣り、寿命が短くなるという問題点がある。以上の
ような従来のマルテンサイトステンレス鋼に対し、焼入
焼戻状態での高硬度と粗大共晶炭化物を低減して焼鈍状
態の良好な加工性とを両立させた０．７Ｃ−１３Ｃｒ系
のマルテンサイトステンレス鋼が開発されている。
受やシャフトなどの用途向けに高硬度を有するＳＵＳ４
４０Ｃ等の高Ｃ−１６Ｃｒ系マルテンサイトステンレス
鋼やＳＵＳ４２０Ｊ２といった中Ｃ−１３Ｃｒ系マルテ
ンサイトステンレス鋼が使用されている。この中でＳＵ
Ｓ４４０Ｃは通常の焼入焼戻で５８ＨＲＣ（６５３ＨＶ
相当）以上の高硬度が得られるが、焼鈍状態で粗大共晶
炭化物が多く加工性が劣る問題がある。これに対しＳＵ
Ｓ４２０Ｊ２はＳＵＳ４４０Ｃに比べるとＣ，Ｃｒとも
低いため、共晶炭化物が無く焼鈍状態での加工性は良好
であるが、逆に焼入焼戻状態での硬さが低いため耐摩耗
性が劣り、寿命が短くなるという問題点がある。以上の
ような従来のマルテンサイトステンレス鋼に対し、焼入
焼戻状態での高硬度と粗大共晶炭化物を低減して焼鈍状
態の良好な加工性とを両立させた０．７Ｃ−１３Ｃｒ系
のマルテンサイトステンレス鋼が開発されている。
【０００３】しかし、近年熱処理や工程といったプロセ
スコストを低減させるため、インラインで熱処理できる
高周波焼入れへの転換要求が強くなっているが、前述の
鋼種は基本的にクロム系炭化物にて強度を確保している
ため、マトリックス中への炭化物の固溶が遅くて焼入性
が悪く、高周波焼入れのような短時間加熱処理では通常
焼入焼戻処理で得られる高硬度を確保できないという問
題点が生じている。
スコストを低減させるため、インラインで熱処理できる
高周波焼入れへの転換要求が強くなっているが、前述の
鋼種は基本的にクロム系炭化物にて強度を確保している
ため、マトリックス中への炭化物の固溶が遅くて焼入性
が悪く、高周波焼入れのような短時間加熱処理では通常
焼入焼戻処理で得られる高硬度を確保できないという問
題点が生じている。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、上記の問題
点を解決してプロセスコストの低減を可能にする、焼鈍
状態での良好な加工性を有したまま、焼入性を改善し、
高周波焼入処理でも５８ＨＲＣ（６５３ＨＶ）以上が得
られるよう高周波焼入性を大幅に改善した高硬度ステン
レス鋼を提供することである。
点を解決してプロセスコストの低減を可能にする、焼鈍
状態での良好な加工性を有したまま、焼入性を改善し、
高周波焼入処理でも５８ＨＲＣ（６５３ＨＶ）以上が得
られるよう高周波焼入性を大幅に改善した高硬度ステン
レス鋼を提供することである。
【０００５】
【課題を解決するための手段】発明者らは焼入硬さを決
定する最も主要な成分の炭素の一部を同じ固溶型元素で
ある窒素に置換すると、クロム炭化物の組成がクロム炭
窒化物となりクロム炭化物単体の場合よりも非常に微細
分散でき、加えてより低温で且つ短時間にその微細炭窒
化物の固溶を促進させるためＭｎ，Ｎｉ量を最適に制御
してＡ1 変態点を低下させると共に焼入硬化能を高める
Ｂを数十ｐｐｍ程度添加することを併せることで、本成
分系の焼入性を大幅に改善し、かつＣ＋Ｎの総量を制御
することにより、高周波焼入処理においても硬さが５８
ＨＲＣ（６５３ＨＶ）以上を確保できることを見いだし
た。さらに、炭化物が微細分散していることにより、界
面の剥離などによる割れ起点となり難く、焼鈍時の加工
性も確保できる。
定する最も主要な成分の炭素の一部を同じ固溶型元素で
ある窒素に置換すると、クロム炭化物の組成がクロム炭
窒化物となりクロム炭化物単体の場合よりも非常に微細
分散でき、加えてより低温で且つ短時間にその微細炭窒
化物の固溶を促進させるためＭｎ，Ｎｉ量を最適に制御
してＡ1 変態点を低下させると共に焼入硬化能を高める
Ｂを数十ｐｐｍ程度添加することを併せることで、本成
分系の焼入性を大幅に改善し、かつＣ＋Ｎの総量を制御
することにより、高周波焼入処理においても硬さが５８
ＨＲＣ（６５３ＨＶ）以上を確保できることを見いだし
た。さらに、炭化物が微細分散していることにより、界
面の剥離などによる割れ起点となり難く、焼鈍時の加工
性も確保できる。
【０００６】その発明の要旨とするところは、 （１）重量％で、Ｃ：０．４０〜０．７０％、Ｓｉ：
０．５％以下、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｎｉ：０．２
５〜１．０％、Ｃｒ：１１〜１４％、Ｍｏ：１．５％以
下、Ｎ：０．０５〜０．３０％、Ｂ：０．００１〜０．
０１５％、残部をＦｅ及び不可避的不純物よりなること
を特徴とする焼入性に優れた高硬度ステンレス鋼。但
し、Ｃ＋Ｎ：０．５５〜０．８５％ （２）上記成分範囲に加えてＶ、Ｗ、Ｔｉを単独で０．
５０％以下、または複合で合計０．７０％以下を含有す
ることを特徴とする焼入性に優れた高硬度ステンレス鋼
である。
０．５％以下、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｎｉ：０．２
５〜１．０％、Ｃｒ：１１〜１４％、Ｍｏ：１．５％以
下、Ｎ：０．０５〜０．３０％、Ｂ：０．００１〜０．
０１５％、残部をＦｅ及び不可避的不純物よりなること
を特徴とする焼入性に優れた高硬度ステンレス鋼。但
し、Ｃ＋Ｎ：０．５５〜０．８５％ （２）上記成分範囲に加えてＶ、Ｗ、Ｔｉを単独で０．
５０％以下、または複合で合計０．７０％以下を含有す
ることを特徴とする焼入性に優れた高硬度ステンレス鋼
である。
【０００７】
【発明の実施の形態】以下に、本発明鋼の各化学成分の
添加量の限定理由を示す。Ｃは、焼入後の硬さを上昇さ
せると共にＡ1 変態点を低下させるのに有効な元素であ
る。しかし多量に添加すると焼鈍状態での粗大な共晶炭
化物が存在して加工性を著しく損ねる。０．４０％未満
では所定の窒素を添加しても焼入焼戻硬さ５８ＨＲＣ
（６５３ＨＶ）以上を確保できなくなる。また、０．７
０％を超えて添加すると粗大な共晶炭化物が析出して加
工性を著しく損ねるようになる。そのためＣは０．４０
〜０．７０％とした。
添加量の限定理由を示す。Ｃは、焼入後の硬さを上昇さ
せると共にＡ1 変態点を低下させるのに有効な元素であ
る。しかし多量に添加すると焼鈍状態での粗大な共晶炭
化物が存在して加工性を著しく損ねる。０．４０％未満
では所定の窒素を添加しても焼入焼戻硬さ５８ＨＲＣ
（６５３ＨＶ）以上を確保できなくなる。また、０．７
０％を超えて添加すると粗大な共晶炭化物が析出して加
工性を著しく損ねるようになる。そのためＣは０．４０
〜０．７０％とした。
【０００８】Ｓｉは脱酸材として有用な元素であるが、
０．５％を超えて添加した場合、焼鈍し硬さの増加を招
き加工性を損ねるようになる。そのため、上限を０．５
％とした。Ｍｎは焼入性を向上させると共に、オーステ
ナイト生成傾向を高めＡ1 変態点を低下させる。これに
より炭窒化物のマトリックスへの固溶を促進させ、焼入
性を向上させることができるが、０．５％未満では他の
成分との兼ね合いでその効果が十分ではない。また、
２．０％を超えて添加すると焼鈍し硬さを増加させて加
工性を損ねる。そのため、Ｍｎ量を０．５〜２．０％と
限定した。
０．５％を超えて添加した場合、焼鈍し硬さの増加を招
き加工性を損ねるようになる。そのため、上限を０．５
％とした。Ｍｎは焼入性を向上させると共に、オーステ
ナイト生成傾向を高めＡ1 変態点を低下させる。これに
より炭窒化物のマトリックスへの固溶を促進させ、焼入
性を向上させることができるが、０．５％未満では他の
成分との兼ね合いでその効果が十分ではない。また、
２．０％を超えて添加すると焼鈍し硬さを増加させて加
工性を損ねる。そのため、Ｍｎ量を０．５〜２．０％と
限定した。
【０００９】Ｎｉはオーステナイト生成傾向を高め、Ａ
1 変態点を低下させる。そのため、焼入れ時の炭窒化物
のマトリックスへの固溶を促進させる効果を持つ。ま
た、Ｎｉは電気化学的に貴な元素であり添加により組織
全体を電気化学的に安定方向に作用させ耐食性を向上さ
せる。これらは０．２５％以上の添加でその効果が現れ
る。しかし、１．０％を超えて添加するとマルテンサイ
ト変態開始温度（Ｍｓ点）が低下し、焼入後に残留オー
ステナイトが生成して焼入れ硬さを低下させると共に焼
鈍し硬さを増加させる作用があるため、焼鈍状態での加
工性を著しく損ねる。そのため、Ｎｉは０．２５〜１．
０％とした。
1 変態点を低下させる。そのため、焼入れ時の炭窒化物
のマトリックスへの固溶を促進させる効果を持つ。ま
た、Ｎｉは電気化学的に貴な元素であり添加により組織
全体を電気化学的に安定方向に作用させ耐食性を向上さ
せる。これらは０．２５％以上の添加でその効果が現れ
る。しかし、１．０％を超えて添加するとマルテンサイ
ト変態開始温度（Ｍｓ点）が低下し、焼入後に残留オー
ステナイトが生成して焼入れ硬さを低下させると共に焼
鈍し硬さを増加させる作用があるため、焼鈍状態での加
工性を著しく損ねる。そのため、Ｎｉは０．２５〜１．
０％とした。
【００１０】Ｃｒはステンレス鋼としての耐食性を確保
するために必要不可欠な元素であり、その耐食性を確保
するためには１１％以上の添加が必要である。しかし、
１４％を超えると硬質の炭窒化物の生成傾向が高くなり
焼鈍状態での加工性が損なわれると共に、炭窒化物が粗
大化しやすいためマトリックスへの固溶が遅れ、焼入れ
硬さが低下する。また、マトリックス中の有効Ｃｒ量が
低下して耐食性を損ねる結果となる。そのため、Ｃｒ量
を１１〜１４％と限定した。Ｍｏはステンレス鋼の耐食
性を保つＣｒ酸化膜（不動態化膜）を強化して耐食性を
高める効果を有している。但し１．５％を超えて多量添
加すると焼鈍し状態での炭化物の粗大化を促進すると共
に焼鈍し硬さを向上させるため加工性が劣化する。その
ため、Ｍｏの上限を１．５％とした。
するために必要不可欠な元素であり、その耐食性を確保
するためには１１％以上の添加が必要である。しかし、
１４％を超えると硬質の炭窒化物の生成傾向が高くなり
焼鈍状態での加工性が損なわれると共に、炭窒化物が粗
大化しやすいためマトリックスへの固溶が遅れ、焼入れ
硬さが低下する。また、マトリックス中の有効Ｃｒ量が
低下して耐食性を損ねる結果となる。そのため、Ｃｒ量
を１１〜１４％と限定した。Ｍｏはステンレス鋼の耐食
性を保つＣｒ酸化膜（不動態化膜）を強化して耐食性を
高める効果を有している。但し１．５％を超えて多量添
加すると焼鈍し状態での炭化物の粗大化を促進すると共
に焼鈍し硬さを向上させるため加工性が劣化する。その
ため、Ｍｏの上限を１．５％とした。
【００１１】ＮはＣと共にマトリックス中に固溶して焼
入れ硬さを確保する為に必須の元素である。Ｎを添加し
た場合、その材料のＣ＋Ｎと同量のＣを持つ材料に比べ
て、炭化物の微細化が促進されると共に、Ａ1 変態点を
下げるために焼入れ硬さのピーク温度が低下する作用が
ある。ただし、０．０５％未満ではＣを本発明範囲上限
に持っていっても焼入焼戻状態で硬さを５８ＨＲＣを確
保できない。また、０．３０％を超えて添加した場合、
Ｎは強力なオーステナイト生成元素のため残留オーステ
ナイトの増加を招き焼入焼戻硬さが低下すると共に焼鈍
時の炭窒化物の析出が多量になり加工性を損ねる。ま
た、これ以上の窒素添加は加圧溶解が必要になるなど現
状ではコストアップ要因となる。よってＮは０．０５〜
０．３０％とした。
入れ硬さを確保する為に必須の元素である。Ｎを添加し
た場合、その材料のＣ＋Ｎと同量のＣを持つ材料に比べ
て、炭化物の微細化が促進されると共に、Ａ1 変態点を
下げるために焼入れ硬さのピーク温度が低下する作用が
ある。ただし、０．０５％未満ではＣを本発明範囲上限
に持っていっても焼入焼戻状態で硬さを５８ＨＲＣを確
保できない。また、０．３０％を超えて添加した場合、
Ｎは強力なオーステナイト生成元素のため残留オーステ
ナイトの増加を招き焼入焼戻硬さが低下すると共に焼鈍
時の炭窒化物の析出が多量になり加工性を損ねる。ま
た、これ以上の窒素添加は加圧溶解が必要になるなど現
状ではコストアップ要因となる。よってＮは０．０５〜
０．３０％とした。
【００１２】Ｂは材料の焼入れ性を向上させると共に粒
界を強化して熱間加工時の加工性を向上させる働きもあ
る。しかし、０．０１５％を超えて添加してもその効果
が飽和すると共に粒界偏析が強くなり脆化するのでその
上限を０．０１５％とした。Ｃ＋Ｎは焼入焼戻状態での
硬さ５８ＨＲＣ（６５３ＨＶ）以上を確保するために
は、総量として０．５５％以上が必要である。しかし、
０．８５％を超えるとＣ，Ｎとも強力なオーステナイト
生成元素であるため残留オーステナイトが増加して焼入
硬さが低下すると共に、焼鈍状態では炭窒化物が粗大化
して加工性を損ねるようになる。そのためＣ＋Ｎの総量
で０．５５〜０．８５％とした。
界を強化して熱間加工時の加工性を向上させる働きもあ
る。しかし、０．０１５％を超えて添加してもその効果
が飽和すると共に粒界偏析が強くなり脆化するのでその
上限を０．０１５％とした。Ｃ＋Ｎは焼入焼戻状態での
硬さ５８ＨＲＣ（６５３ＨＶ）以上を確保するために
は、総量として０．５５％以上が必要である。しかし、
０．８５％を超えるとＣ，Ｎとも強力なオーステナイト
生成元素であるため残留オーステナイトが増加して焼入
硬さが低下すると共に、焼鈍状態では炭窒化物が粗大化
して加工性を損ねるようになる。そのためＣ＋Ｎの総量
で０．５５〜０．８５％とした。
【００１３】ＶはＣｒに比べて炭化物生成傾向が強く、
またその炭化物が非常に硬質であるため焼入硬さの向上
に有効である。しかしながら、０．５０％を超えて添加
するとその炭化物が粗大化すると共に焼鈍状態の硬さを
向上させて加工性を劣化させる。そのため上限を０．５
０％とした。ＴｉはＣｒに比べて炭化物生成傾向が強
く、またその炭化物が非常に硬質であるため焼入硬さの
向上に有効である。しかしながら、０．５０％を超えて
添加するとその炭化物が粗大化すると共に焼鈍状態の硬
さを向上させて加工性を劣化させる。そのため上限を
０．５０％とした。
またその炭化物が非常に硬質であるため焼入硬さの向上
に有効である。しかしながら、０．５０％を超えて添加
するとその炭化物が粗大化すると共に焼鈍状態の硬さを
向上させて加工性を劣化させる。そのため上限を０．５
０％とした。ＴｉはＣｒに比べて炭化物生成傾向が強
く、またその炭化物が非常に硬質であるため焼入硬さの
向上に有効である。しかしながら、０．５０％を超えて
添加するとその炭化物が粗大化すると共に焼鈍状態の硬
さを向上させて加工性を劣化させる。そのため上限を
０．５０％とした。
【００１４】ＷはＣｒに比べて炭化物生成傾向が強く、
またその炭化物が非常に硬質であるため焼入硬さの向上
に有効である。しかしながら、０．５０％を超えて添加
するとその炭化物が粗大化すると共に焼鈍状態の硬さを
向上させて加工性を劣化させる。そのため上限を０．５
０％とした。これらＶ，Ｔｉ，Ｗは焼入硬さを高めるた
めに複合添加される場合があるが、それぞれ炭窒化物生
成傾向が高いため、あわせて０．７０％を超える多量添
加は粗大炭窒化物の生成を促進することになる。そのた
め、複合添加する場合の上限を０．７０％とした。
またその炭化物が非常に硬質であるため焼入硬さの向上
に有効である。しかしながら、０．５０％を超えて添加
するとその炭化物が粗大化すると共に焼鈍状態の硬さを
向上させて加工性を劣化させる。そのため上限を０．５
０％とした。これらＶ，Ｔｉ，Ｗは焼入硬さを高めるた
めに複合添加される場合があるが、それぞれ炭窒化物生
成傾向が高いため、あわせて０．７０％を超える多量添
加は粗大炭窒化物の生成を促進することになる。そのた
め、複合添加する場合の上限を０．７０％とした。
【００１５】
【実施例】以下に実施例について説明する。表１に示す
本発明鋼および比較鋼を真空溶解炉にて溶製した後、φ
２０棒鋼に鍛造し、８７０℃にて焼鈍した後、各種試験
に供した。焼鈍状態での加工性の評価として焼鈍硬さ測
定、限界据え込み率測定、焼入性の評価として高周波焼
入特性および耐候性の評価としてサイクル湿潤試験の各
試験項目を行った。
本発明鋼および比較鋼を真空溶解炉にて溶製した後、φ
２０棒鋼に鍛造し、８７０℃にて焼鈍した後、各種試験
に供した。焼鈍状態での加工性の評価として焼鈍硬さ測
定、限界据え込み率測定、焼入性の評価として高周波焼
入特性および耐候性の評価としてサイクル湿潤試験の各
試験項目を行った。
【００１６】
【表１】
【００１７】・焼鈍硬さ ８７０℃の条件で焼鈍した材料のＴ断面をビッカース硬
度計にて測定した。 ・限界据え込み率 焼鈍状態で長さＬ0 のＴＰを両端面拘束した状態で圧下
していき、試験片側面に割れが初めて生じたときの高さ
をＬとしたとき、限界据え込み率（％）＝１−（Ｌ−Ｌ
0 ）／Ｌ0 ×１００で表せる値で評価した。
度計にて測定した。 ・限界据え込み率 焼鈍状態で長さＬ0 のＴＰを両端面拘束した状態で圧下
していき、試験片側面に割れが初めて生じたときの高さ
をＬとしたとき、限界据え込み率（％）＝１−（Ｌ−Ｌ
0 ）／Ｌ0 ×１００で表せる値で評価した。
【００１８】・高周波焼入特性 プレート電流３．１Ａ、プレート電圧９．０ｋＶ、移動
速度２３２ｍｍ／ｍｉｎ、回転数１６０ｒｐｍ、加熱温
度１０５０〜１１００℃の条件でφ２０素材を高周波焼
入処理を行い、その後１５０℃×１ｈ、空冷の焼戻処理
を行った。高周波焼入硬さは、上記熱処理後試料表面か
ら０．２ｍｍの部位をビッカース硬度計で測定して評価
した。高周波焼入深さについては、上述の条件で高周波
焼入、焼戻処理を施した試験片にて、試料端から中心方
向に０．０５ｍｍピッチで硬度測定し、初めて５１５Ｈ
Ｖ（約５０ＨＲＣ相当）を下回る時の試料端からの距離
にて評価を行った。
速度２３２ｍｍ／ｍｉｎ、回転数１６０ｒｐｍ、加熱温
度１０５０〜１１００℃の条件でφ２０素材を高周波焼
入処理を行い、その後１５０℃×１ｈ、空冷の焼戻処理
を行った。高周波焼入硬さは、上記熱処理後試料表面か
ら０．２ｍｍの部位をビッカース硬度計で測定して評価
した。高周波焼入深さについては、上述の条件で高周波
焼入、焼戻処理を施した試験片にて、試料端から中心方
向に０．０５ｍｍピッチで硬度測定し、初めて５１５Ｈ
Ｖ（約５０ＨＲＣ相当）を下回る時の試料端からの距離
にて評価を行った。
【００１９】・耐候性試験 高周波焼入、焼戻処理をした試験片にて、相対湿度９０
％の環境下で２０〜５０℃のサイクルを２０回繰り返す
サイクル湿潤試験を行い、その時の試験片の外観から発
銹程度をレイティングにより評価した。レイティングは
発銹無しを〇、やや発銹（発銹点の面積率１０％以下）
が見られるものを△、激しく発銹（面積率１０％以上）
が見られるのを×として評価した。
％の環境下で２０〜５０℃のサイクルを２０回繰り返す
サイクル湿潤試験を行い、その時の試験片の外観から発
銹程度をレイティングにより評価した。レイティングは
発銹無しを〇、やや発銹（発銹点の面積率１０％以下）
が見られるものを△、激しく発銹（面積率１０％以上）
が見られるのを×として評価した。
【００２０】表２に各試験の結果を示す。焼鈍時に優れ
た加工性を示すためには、焼鈍硬さが低いこと及び冷間
加工性に優れていることが重要である。発明鋼は焼鈍硬
さが低く、かつ限界据え込み率も高い値を示しているの
に対し、比較鋼ｂ，ｄ，ｅ，ｆ，ｇ，ｉ，ｊおよび従来
鋼２は焼鈍硬さが高めで、限界据え込み率も低くなって
いる。これは、焼鈍状態で炭窒化物の析出が多いことと
その析出物が粗大化しているためである。
た加工性を示すためには、焼鈍硬さが低いこと及び冷間
加工性に優れていることが重要である。発明鋼は焼鈍硬
さが低く、かつ限界据え込み率も高い値を示しているの
に対し、比較鋼ｂ，ｄ，ｅ，ｆ，ｇ，ｉ，ｊおよび従来
鋼２は焼鈍硬さが高めで、限界据え込み率も低くなって
いる。これは、焼鈍状態で炭窒化物の析出が多いことと
その析出物が粗大化しているためである。
【００２１】高周波焼入性は、発明鋼が高周波焼入硬度
は全て６５３ＨＶ（５８ＨＲＣ相当）以上、５１５ＨＶ
を確保できる深さは３．５０ｍｍ以上と良好な値を得ら
れるのに対し、比較鋼ａ，ｂ，ｄ，ｅ，ｆ，ｇおよび従
来鋼１、２、３では高周波焼入硬度が低く、高周波焼入
深さも浅くなっている。これは、比較鋼ｂ，ｄ，ｇ及び
従来鋼１，２では焼鈍状態での炭窒化物が粗大なため、
高周波焼入のような短時間加熱では、基地中への固溶が
十分に進まなかったためである。また、比較鋼ａ及び従
来鋼３はＣ＋Ｎ量がもともと少ないため、十分な高周波
焼入硬さが得られない。比較鋼ｂ，ｅの焼入硬さが低い
のは残留オーステナイト量の増加も一因である。
は全て６５３ＨＶ（５８ＨＲＣ相当）以上、５１５ＨＶ
を確保できる深さは３．５０ｍｍ以上と良好な値を得ら
れるのに対し、比較鋼ａ，ｂ，ｄ，ｅ，ｆ，ｇおよび従
来鋼１、２、３では高周波焼入硬度が低く、高周波焼入
深さも浅くなっている。これは、比較鋼ｂ，ｄ，ｇ及び
従来鋼１，２では焼鈍状態での炭窒化物が粗大なため、
高周波焼入のような短時間加熱では、基地中への固溶が
十分に進まなかったためである。また、比較鋼ａ及び従
来鋼３はＣ＋Ｎ量がもともと少ないため、十分な高周波
焼入硬さが得られない。比較鋼ｂ，ｅの焼入硬さが低い
のは残留オーステナイト量の増加も一因である。
【００２２】また、Ｂを添加しない比較鋼ｈは焼入性が
十分でないため、高周波焼入硬さは高いものの焼入深さ
は発明鋼に比べて低くなっている。耐候性に関しては、
発明鋼、従来鋼ともサイクル湿潤試験で発銹が認められ
なかったが、Ｃｒ量の少ない比較鋼Ｃでは発銹が認めら
れる。また比較鋼ｊで発銹が認められるのは、Ｖ，Ｗの
多量添加により炭窒化物が多くなり、基地との炭窒化物
との電池作用が増加したためである。なお、以上の説明
及び実施例における、焼入は高周波焼入について述べて
きたが、高周波焼入に限定されることなく、一般の焼入
熱処理においても図１に示すように短時間処理が可能に
なることから、本発明として適応されることは明らかで
ある。
十分でないため、高周波焼入硬さは高いものの焼入深さ
は発明鋼に比べて低くなっている。耐候性に関しては、
発明鋼、従来鋼ともサイクル湿潤試験で発銹が認められ
なかったが、Ｃｒ量の少ない比較鋼Ｃでは発銹が認めら
れる。また比較鋼ｊで発銹が認められるのは、Ｖ，Ｗの
多量添加により炭窒化物が多くなり、基地との炭窒化物
との電池作用が増加したためである。なお、以上の説明
及び実施例における、焼入は高周波焼入について述べて
きたが、高周波焼入に限定されることなく、一般の焼入
熱処理においても図１に示すように短時間処理が可能に
なることから、本発明として適応されることは明らかで
ある。
【００２３】
【表２】
【００２４】
【発明の効果】以上より、本発明により従来の高硬度ス
テンレス鋼に比べて焼入性に優れ、特に高周波焼入に適
した高硬度ステンレス鋼が得られることが分かる。
テンレス鋼に比べて焼入性に優れ、特に高周波焼入に適
した高硬度ステンレス鋼が得られることが分かる。
【図１】熱処理時間と硬さ（ＨＲＣ）との関係を示す図
である。
である。
Claims (2)
- 【請求項１】 重量％で、 Ｃ ：０．４０〜０．７０％、 Ｓｉ：０．５％以下、 Ｍｎ：０．５〜２．０％、 Ｎｉ：０．２５〜１．０％、 Ｃｒ：１１〜１４％、 Ｍｏ：１．５％以下、 Ｎ ：０．０５〜０．３０％、 Ｂ ：０．００１〜０．０１５％、 残部をＦｅ及び不可避的不純物よりなることを特徴とす
る焼入性に優れた高硬度ステンレス鋼。但し、Ｃ＋Ｎ：
０．５５〜０．８５％ - 【請求項２】 請求項１の成分組成に加えてＶ、Ｗ、Ｔ
ｉを単独で０．５０％以下、または複合で合計０．７０
％以下を含有することを特徴とする焼入性に優れた高硬
度ステンレス鋼。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP27277396A JP3262994B2 (ja) | 1996-10-16 | 1996-10-16 | 焼入性に優れた高硬度ステンレス鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP27277396A JP3262994B2 (ja) | 1996-10-16 | 1996-10-16 | 焼入性に優れた高硬度ステンレス鋼 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH10121209A true JPH10121209A (ja) | 1998-05-12 |
| JP3262994B2 JP3262994B2 (ja) | 2002-03-04 |
Family
ID=17518550
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP27277396A Expired - Fee Related JP3262994B2 (ja) | 1996-10-16 | 1996-10-16 | 焼入性に優れた高硬度ステンレス鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3262994B2 (ja) |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2007277639A (ja) * | 2006-04-07 | 2007-10-25 | Daido Steel Co Ltd | マルテンサイト鋼 |
| JP2009097047A (ja) * | 2007-10-18 | 2009-05-07 | Daido Steel Co Ltd | 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 |
| US8591673B2 (en) | 2008-09-01 | 2013-11-26 | Minebea Co., Ltd. | Martensitic stainless steel and antifriction bearing using the same |
| JP2021080544A (ja) * | 2019-11-22 | 2021-05-27 | 日鉄ステンレス株式会社 | エンジン向け燃料系部品用ステンレス鋼及びその製造方法 |
| JP2021116454A (ja) * | 2020-01-27 | 2021-08-10 | 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 |
-
1996
- 1996-10-16 JP JP27277396A patent/JP3262994B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2007277639A (ja) * | 2006-04-07 | 2007-10-25 | Daido Steel Co Ltd | マルテンサイト鋼 |
| JP2009097047A (ja) * | 2007-10-18 | 2009-05-07 | Daido Steel Co Ltd | 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 |
| US8591673B2 (en) | 2008-09-01 | 2013-11-26 | Minebea Co., Ltd. | Martensitic stainless steel and antifriction bearing using the same |
| JP2021080544A (ja) * | 2019-11-22 | 2021-05-27 | 日鉄ステンレス株式会社 | エンジン向け燃料系部品用ステンレス鋼及びその製造方法 |
| JP2021116454A (ja) * | 2020-01-27 | 2021-08-10 | 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 |
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| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP3262994B2 (ja) | 2002-03-04 |
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