JPS60152660A - 高硬度マルテンサイト系析出硬化型ステンレス鋼材の製造方法 - Google Patents
高硬度マルテンサイト系析出硬化型ステンレス鋼材の製造方法Info
- Publication number
- JPS60152660A JPS60152660A JP856484A JP856484A JPS60152660A JP S60152660 A JPS60152660 A JP S60152660A JP 856484 A JP856484 A JP 856484A JP 856484 A JP856484 A JP 856484A JP S60152660 A JPS60152660 A JP S60152660A
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- Japan
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- steel
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- stainless steel
- precipitation hardening
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Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
本発明はStを多量に添加することにより時効硬化が促
進され、時効処理時間を短縮できる靭性に優れたマルテ
ンサイト系析出硬化型ステンレス鋼に関する。 従来、
ばね材料等の高強度ステンレス鋼の代表的なものとして
は次の2種が挙げられる。
進され、時効処理時間を短縮できる靭性に優れたマルテ
ンサイト系析出硬化型ステンレス鋼に関する。 従来、
ばね材料等の高強度ステンレス鋼の代表的なものとして
は次の2種が挙げられる。
(a)SUS301鋼に代表される加工硬化型ステンレ
ス鋼。
ス鋼。
(b)17−7PH鋼に代表される析出硬化型ステンレ
ス鋼。
ス鋼。
これらのばね用ステンレス鋼は、硬さを高くしようとす
れば高度の冷間加工を必要とし、しかも冷間加工状態で
の硬さが高く、成形加工性、打抜き性が劣ることになり
、また成形加工性、打抜き性をよくしようとすれば、時
効硬化後の硬さが不十分であるという相反した制約を受
けるし、さらに製造困難な割に得られた加工製品の硬さ
が十分でなかった。
れば高度の冷間加工を必要とし、しかも冷間加工状態で
の硬さが高く、成形加工性、打抜き性が劣ることになり
、また成形加工性、打抜き性をよくしようとすれば、時
効硬化後の硬さが不十分であるという相反した制約を受
けるし、さらに製造困難な割に得られた加工製品の硬さ
が十分でなかった。
この様な状況のもとに、本発明者らは先に高強度のばね
製品用に前記5US301鋼や17−7PH鋼よりも成
形加工性や製造性が改良された、溶体化処理状態か軽度
の加工状態でマルテンサイト組織を呈するばね用ステン
レス鋼を開発し、これを「析出硬化型ばね用ステンレス
鋼」として、特開昭56−130459号(特願昭55
−34138号)に開示した。以下これを先願鋼という
。
製品用に前記5US301鋼や17−7PH鋼よりも成
形加工性や製造性が改良された、溶体化処理状態か軽度
の加工状態でマルテンサイト組織を呈するばね用ステン
レス鋼を開発し、これを「析出硬化型ばね用ステンレス
鋼」として、特開昭56−130459号(特願昭55
−34138号)に開示した。以下これを先願鋼という
。
先願鋼は、
C: 0.03%を超え0.08%以下N: 0.03
%以下 Si: 0.3 − 2.5% Mn:4.0%以下 Ni: 5.0 − 9.0% Cr :12.O−17,0% Cu: 0.1 − 2.5% Ti: 0.2 − 1.0% AI:1.0%以下 残部Feおよび不可避的不純物 からなり、かつ溶体化処理状態または50%以下の冷間
加工を施した状態で実質的にマルテンサイト組織を有し
、その後約480℃前後でバッチ式で時効処理すること
により、高強度が得られることを特徴とするものであっ
た。
%以下 Si: 0.3 − 2.5% Mn:4.0%以下 Ni: 5.0 − 9.0% Cr :12.O−17,0% Cu: 0.1 − 2.5% Ti: 0.2 − 1.0% AI:1.0%以下 残部Feおよび不可避的不純物 からなり、かつ溶体化処理状態または50%以下の冷間
加工を施した状態で実質的にマルテンサイト組織を有し
、その後約480℃前後でバッチ式で時効処理すること
により、高強度が得られることを特徴とするものであっ
た。
本発明者らは、この系統のばね用銅についてさらに研究
を重ね、Siを1.0%以上添加した鋼は高温で時効処
理すると短時間で高強度が得られることを見出した。S
i無添加の鋼でも、高温で時効処理すると、硬さが最高
になる時間は短くなるが、あまり顕著ではなく、そのピ
ーク硬さも高くない。このために、高強度を得るために
は高度の加工を加える必要があった。これに対して、S
i を添加した場合には、溶体化処理状態で冷間加工を
施さないで時効処理を施しても短時間での硬化が著しか
った。
を重ね、Siを1.0%以上添加した鋼は高温で時効処
理すると短時間で高強度が得られることを見出した。S
i無添加の鋼でも、高温で時効処理すると、硬さが最高
になる時間は短くなるが、あまり顕著ではなく、そのピ
ーク硬さも高くない。このために、高強度を得るために
は高度の加工を加える必要があった。これに対して、S
i を添加した場合には、溶体化処理状態で冷間加工を
施さないで時効処理を施しても短時間での硬化が著しか
った。
その要因を調査した結果、Siを添加することにより、
Ni、Ti(あるいはNbもしくはAI)とSi より
なる金属間化合物が微細でかつマトリックスに対して整
合に析出していた。即ち、析出物がマトリックスに対し
て整合であるために容易に短時間で析出し、かつ整合型
を伴なうので高強度を呈することがわかった。
Ni、Ti(あるいはNbもしくはAI)とSi より
なる金属間化合物が微細でかつマトリックスに対して整
合に析出していた。即ち、析出物がマトリックスに対し
て整合であるために容易に短時間で析出し、かつ整合型
を伴なうので高強度を呈することがわかった。
このような知見に基づいて本発明者らは本願の鋼を開発
した。即ち、本発明によれば、C: 0.08%以下 N: 0.03%以下 Si: 1.0 − 5.0% Mn:1.0%以下 Ni: 5.0 − 9.0% Cr :lO,0−17,0% および Ti: 0.1 − 2.0% Nb: 0.1 − 2.0% Al: o、ot −2,0% の範囲にあるTi 、Nb、AIの少なくとも1種を含
有し、 残部Feおよび不可避的不純物 からなり、かつS t、Ti、Nb、AIが次式%式%
) であられされるHの値が1.0以上になるように調整さ
れており、500〜650℃で0.2〜10分間の短時
間の時効処理を施すことにより、Hマ500以上の高強
度が得られる靭性に優れたマルテンサイト系析出硬化型
ステンレス鋼が提供される。
した。即ち、本発明によれば、C: 0.08%以下 N: 0.03%以下 Si: 1.0 − 5.0% Mn:1.0%以下 Ni: 5.0 − 9.0% Cr :lO,0−17,0% および Ti: 0.1 − 2.0% Nb: 0.1 − 2.0% Al: o、ot −2,0% の範囲にあるTi 、Nb、AIの少なくとも1種を含
有し、 残部Feおよび不可避的不純物 からなり、かつS t、Ti、Nb、AIが次式%式%
) であられされるHの値が1.0以上になるように調整さ
れており、500〜650℃で0.2〜10分間の短時
間の時効処理を施すことにより、Hマ500以上の高強
度が得られる靭性に優れたマルテンサイト系析出硬化型
ステンレス鋼が提供される。
さらに本発明によれば上記の組成に加えてさらにCuQ
o、3 − 2.5%含有tル1’iM様(7)Ill
が提供される。
o、3 − 2.5%含有tル1’iM様(7)Ill
が提供される。
本願発明における組成限定の理由は次のとおりである。
(1)炭素(C)
Cの量が増大すると、焼き入れマルテンサイト相が固く
なり、冷間加工変形能が低下し、満足な成形加工性が得
られず、またCを固定するT1Nb−腋を増加させねば
ならず不経済となる。これらの点を考慮すると、Cの含
有量は0.08%以下となる。
なり、冷間加工変形能が低下し、満足な成形加工性が得
られず、またCを固定するT1Nb−腋を増加させねば
ならず不経済となる。これらの点を考慮すると、Cの含
有量は0.08%以下となる。
(2)けい素(Si)
Siは短時間時効処理で高強度を得るために必要な元素
で、Ni、Ti 、Nb、Si等よりなる金属間化合物
の微細整合析出により硬化Xせるもので、1.0%未満
では、短時間での硬化度が小さく、2.5%を超えて添
加することが望ましい。しかし5.0%を超えて添加し
てもそれに見合う効果はなく、またδ−フェライトの生
成を助長する。このような理由により、5iH1j)は
1.0〜5.0%に限定される。
で、Ni、Ti 、Nb、Si等よりなる金属間化合物
の微細整合析出により硬化Xせるもので、1.0%未満
では、短時間での硬化度が小さく、2.5%を超えて添
加することが望ましい。しかし5.0%を超えて添加し
てもそれに見合う効果はなく、またδ−フェライトの生
成を助長する。このような理由により、5iH1j)は
1.0〜5.0%に限定される。
(3)マンガン(Mn)
Mnはδ−フェライト相生成抑制のために添加されるが
、添加量が多くなると残留オーステナイト相の生成が多
くなる。この点を調和を考慮してMn量は1.0%以下
と限定される。なおMnはNi と同様にδ−フェライ
ト相生成抑制効果を有するのでNiの一部を置換できる
。
、添加量が多くなると残留オーステナイト相の生成が多
くなる。この点を調和を考慮してMn量は1.0%以下
と限定される。なおMnはNi と同様にδ−フェライ
ト相生成抑制効果を有するのでNiの一部を置換できる
。
(4)ニッケル(Ni )
Niは析出硬化現象を起させ、δ−フェライト相の生成
を抑制する。しかし、添加酸を多くすると残留オーステ
ナイト相の量が増加する。本発明の場合、析出硬化を低
下させないために、最低5.0%必要であり、残留オー
ステナイト相の量を増加させないために9.0%以下に
する必要がある。
を抑制する。しかし、添加酸を多くすると残留オーステ
ナイト相の量が増加する。本発明の場合、析出硬化を低
下させないために、最低5.0%必要であり、残留オー
ステナイト相の量を増加させないために9.0%以下に
する必要がある。
(5)クロム(Cr)
一般的に耐食性を得るためには、少なくとも10.0%
以上必要である。しかし添加量を多くするとδ−フェラ
イト相の量が増加するので上限は17.0%に限定され
る。
以上必要である。しかし添加量を多くするとδ−フェラ
イト相の量が増加するので上限は17.0%に限定され
る。
(6)チタン(Ti )
Tiは析出硬化を起させるために添加されるが、2.0
%を超えると、靭性が著しく低下するのでその値に限定
される。
%を超えると、靭性が著しく低下するのでその値に限定
される。
(7)アルミニウム(AI )
アルミニウムはTi同様析出硬化を起させるために添加
されるが、その効果を得るためには少なくとも0.01
%必要である。一方2.0%を超えて添加されると、T
iの場合と同様に靭性が低下する。その値に限定される
。なお上記のTiの一部をAIで置換することができる
。
されるが、その効果を得るためには少なくとも0.01
%必要である。一方2.0%を超えて添加されると、T
iの場合と同様に靭性が低下する。その値に限定される
。なお上記のTiの一部をAIで置換することができる
。
(8)ニオブ(Nb )
NbもTi、AI と同様析出硬化を起させるために添
加されるが、それに加えて結晶粒微細化の効果も大きく
、適量のNbの添加は強度ならびに靭性の向上に有効で
ある。ただし、2.0%以上の添加はTi、AIと同様
靭性を低下させるので、2.0%を限度とする。
加されるが、それに加えて結晶粒微細化の効果も大きく
、適量のNbの添加は強度ならびに靭性の向上に有効で
ある。ただし、2.0%以上の添加はTi、AIと同様
靭性を低下させるので、2.0%を限度とする。
(9)窒素(N)
Nは析出効果を起させるTi 、AI 、Nbとの親和
力が大きいので、Ti 、AI 、Nbの添加効果を減
少させる。N含有量が高すぎるとTiNの大きな介在物
を多量に形成し、靭性を低下させる。これらの事情を考
慮してN含有量は0.03%以下と限定される。
力が大きいので、Ti 、AI 、Nbの添加効果を減
少させる。N含有量が高すぎるとTiNの大きな介在物
を多量に形成し、靭性を低下させる。これらの事情を考
慮してN含有量は0.03%以下と限定される。
(10)銅(Cu )
本発明鋼の場合、強度、靭性の観点からはCuの析出硬
化作用を特に重要視しなくても、満足な強度と靭性を達
成することができる。しかし亜硫酸ガス系の腐食環境に
おける耐食性改善効果が大きいのでCuを添加する。そ
の効果はおよそ0.3%前後から現われる。しかし多量
に添加すると赤熱脆化が起って熱間加工性を劣化させ、
表面にひび割れ発生させるので、2.5%を上限とする
。
化作用を特に重要視しなくても、満足な強度と靭性を達
成することができる。しかし亜硫酸ガス系の腐食環境に
おける耐食性改善効果が大きいのでCuを添加する。そ
の効果はおよそ0.3%前後から現われる。しかし多量
に添加すると赤熱脆化が起って熱間加工性を劣化させ、
表面にひび割れ発生させるので、2.5%を上限とする
。
(11)H値
H= Si X (Ti +0 、8Nb +AI)で
定義されるHの値が1.0以上と限定されるがこれは本
発明者によって実験的に決定されたもので、この値が1
.0未満では本願発明の特徴とする高強度と、その短時
間の時効処理による達成の効果が得られない。
定義されるHの値が1.0以上と限定されるがこれは本
発明者によって実験的に決定されたもので、この値が1
.0未満では本願発明の特徴とする高強度と、その短時
間の時効処理による達成の効果が得られない。
本発明の鋼は溶体化処理状態または50%以下の冷間加
工状態で組織が実質的にマルテンサイト組織である。従
来、高強度を得るためには480℃前後の温度で約1時
間バッチ式で時効処理を施すことが必要であったが、本
発明の鋼は500〜650°Cでの連続的な短時間時効
処理で高強度が得られる。
工状態で組織が実質的にマルテンサイト組織である。従
来、高強度を得るためには480℃前後の温度で約1時
間バッチ式で時効処理を施すことが必要であったが、本
発明の鋼は500〜650°Cでの連続的な短時間時効
処理で高強度が得られる。
次に実施例によって本願発明を具体的に説明する。
供試鋼の成分を第1表に示す、これらの鋼は常1
法によって溶製加圧され厚さ1mmの試片に作成され、
種々の状態でビッカース硬度を測定した。切欠試験には
両側切欠のにα=5の試験片を使用した。No、1〜6
は本発明鋼であり、No、7〜lOは比較鋼である。そ
のうちN089は組成は本発明鋼と同じであるが、Hの
値が本発明の条件を満足しないものである。
種々の状態でビッカース硬度を測定した。切欠試験には
両側切欠のにα=5の試験片を使用した。No、1〜6
は本発明鋼であり、No、7〜lOは比較鋼である。そ
のうちN089は組成は本発明鋼と同じであるが、Hの
値が本発明の条件を満足しないものである。
これらの試験結果は第1〜4図にまとめて示した。
第1図は析出硬化元素の添加量と時効硬さの関係を示し
たもので、横軸に主硬化元素であるTiとAI とNb
の添加量を取った。Nbは硬化に対する寄与がTi 、
AIに比べて小さいので、それに見合う係数0.8をか
けた。縦軸は550°Cで5分間時効後の硬さを示す。
たもので、横軸に主硬化元素であるTiとAI とNb
の添加量を取った。Nbは硬化に対する寄与がTi 、
AIに比べて小さいので、それに見合う係数0.8をか
けた。縦軸は550°Cで5分間時効後の硬さを示す。
図中、黒ぬり記号で示した比較鋼では十分な時効硬さが
得られず、いずれも500Hマ未満となっている。一方
、白ぬき記号で示した本発明鋼では、5分間の短時間時
効処理であるにもかかわらず、高硬度となっている。
得られず、いずれも500Hマ未満となっている。一方
、白ぬき記号で示した本発明鋼では、5分間の短時間時
効処理であるにもかかわらず、高硬度となっている。
第1図において、Hマ500以上が得られるSiあるい
はTi +0.8Nb +AIの範囲を示すと、第2図
で実線で包囲した部分に相当する。
はTi +0.8Nb +AIの範囲を示すと、第2図
で実線で包囲した部分に相当する。
これは特許請求の範囲に限定された成分とHの値を満足
する範囲である。
する範囲である。
第3図は表1に示した本発明鋼のN002、No。
3と比較鋼N098を種々の温度で時効した時に硬さが
Hマ500に到達するまでの時間と時効温度との関係を
示したものである。N008も525℃以下の温度で時
効した場合はHマ500に到達するが、その時間はlO
O分以−Hかかり、バッチ式の処理を必要とする。また
550℃以上の温度ではHマ500に到達する以前に過
時効となる。一方、本発明鋼N002、N003は50
0〜650℃の範囲で時効すれば、10分以内の短時間
で高強度となる。ただし、650℃を超える温度で時効
すると短時間で析出物が粗大化したり、逆変態オーステ
ナイトが生成するため十分な強度が得られない。
Hマ500に到達するまでの時間と時効温度との関係を
示したものである。N008も525℃以下の温度で時
効した場合はHマ500に到達するが、その時間はlO
O分以−Hかかり、バッチ式の処理を必要とする。また
550℃以上の温度ではHマ500に到達する以前に過
時効となる。一方、本発明鋼N002、N003は50
0〜650℃の範囲で時効すれば、10分以内の短時間
で高強度となる。ただし、650℃を超える温度で時効
すると短時間で析出物が粗大化したり、逆変態オーステ
ナイトが生成するため十分な強度が得られない。
第4図は本発明鋼No、2、No、3と比較鋼No。
3
8とを時効処理(時効温度を550″C一定とし、時効
時間を変化させた)した際に得られた硬さと切欠強度比
(切欠強さ/引張り強さ)との関係を示したものである
。切欠強度は靭性の指標の1種であり、1.0を超える
材料は高靭性と考えられる。
時間を変化させた)した際に得られた硬さと切欠強度比
(切欠強さ/引張り強さ)との関係を示したものである
。切欠強度は靭性の指標の1種であり、1.0を超える
材料は高靭性と考えられる。
以上延べたように、本発明の鋼はSi を多量に添加す
ることにより、短時間で時効硬化を起すことができ、か
つ高強度、高靭性が得られることを特徴とする。それ故
、従来性なわれてきたバッチ炉による熱処理でなく、焼
鈍ライン内における連続的な熱処理が可能となり生産性
が著しく向上する。
ることにより、短時間で時効硬化を起すことができ、か
つ高強度、高靭性が得られることを特徴とする。それ故
、従来性なわれてきたバッチ炉による熱処理でなく、焼
鈍ライン内における連続的な熱処理が可能となり生産性
が著しく向上する。
第1図は本発明鋼と比較鋼を550℃で5分間時効した
際の析出硬化元素の量と時効後の硬さの関係を示すグラ
フである。 第2図は本発明鋼と比較鋼のSi量と Ti+0 、8
Nb +AI ilをプロットしたもので、実線で包囲
した部分がSi 、Ti 、Nb、AIに関す4 る特許請求の範囲に限定された範囲である。 第3図は本発明鋼と比較鋼を種々の温度で時効した時に
硬さがHマ500に到達するまでの時間と時効温度の関
係を示すめすグラフである。 第4図は本発明鋼と比較鋼とを550℃で種々の時間時
効処理を施した際の硬さと切欠強度比(切欠強さ/引張
り強さ)の関係を示すグラフである。 特許出願人 日新製鋼株式会社 代理人 弁理士 松井政広 第1図 Ti+0.8Nb+Affi (uut’10)第2図 Ti+O,BNb+Ai (u、+t’10)第3図 日、8 幼 温& (C0) 第4図 Hv(30に9)
際の析出硬化元素の量と時効後の硬さの関係を示すグラ
フである。 第2図は本発明鋼と比較鋼のSi量と Ti+0 、8
Nb +AI ilをプロットしたもので、実線で包囲
した部分がSi 、Ti 、Nb、AIに関す4 る特許請求の範囲に限定された範囲である。 第3図は本発明鋼と比較鋼を種々の温度で時効した時に
硬さがHマ500に到達するまでの時間と時効温度の関
係を示すめすグラフである。 第4図は本発明鋼と比較鋼とを550℃で種々の時間時
効処理を施した際の硬さと切欠強度比(切欠強さ/引張
り強さ)の関係を示すグラフである。 特許出願人 日新製鋼株式会社 代理人 弁理士 松井政広 第1図 Ti+0.8Nb+Affi (uut’10)第2図 Ti+O,BNb+Ai (u、+t’10)第3図 日、8 幼 温& (C0) 第4図 Hv(30に9)
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 1、C: 0.08%以下 N: 0.03%以下 Si: 1.0 − 5.0% Mn:1.0%以下 Ni: 5.0 − 9.0% Cr :lO,O−17,0% および Ti: 0.1 − 2.0% Nb: 0.1 − 2.0% Al: o、ot −2,0%下 の範囲にあるTi 、Nb 、AIの少なくとも1種を
含有し、 残部Feおよび不可避的不純物 からなり、かっSi、Ti、Nb、AIが次式%式%) であられされるHの値が1.0以−ヒになるように調整
されていることを特徴とする靭性に優れたマ 。 ルチンサイト系析出硬化型ステンレス鋼。 2、C: 0.08%以下 N: 0.03%以下 Si: 1.0 − 5.0% Mn:1.0%以下 Nj: 5.0 − 9.0% Cr :10.O−17,0% Cu: 0.3 − 2.5% および Ti: 0.1 − 2.0% Nb: o、t −2,0% Al: o、ot −2,0% の範囲にあるTi 、Nb 、AIを少なくとも1種を
含有し、 残部Feおよび不可避的不純物 からなり、かっSt、Ti、Nb、AIが次式%式%) であられされるHの値が1.0以1−になるように調整
されていることを特徴とする靭性に優れたマルチンサイ
ト系析出硬化型ステンレス鋼。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP856484A JPS60152660A (ja) | 1984-01-23 | 1984-01-23 | 高硬度マルテンサイト系析出硬化型ステンレス鋼材の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP856484A JPS60152660A (ja) | 1984-01-23 | 1984-01-23 | 高硬度マルテンサイト系析出硬化型ステンレス鋼材の製造方法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS60152660A true JPS60152660A (ja) | 1985-08-10 |
JPH045726B2 JPH045726B2 (ja) | 1992-02-03 |
Family
ID=11696566
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP856484A Granted JPS60152660A (ja) | 1984-01-23 | 1984-01-23 | 高硬度マルテンサイト系析出硬化型ステンレス鋼材の製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPS60152660A (ja) |
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