JPS6092457A - High strength stainless steel - Google Patents
High strength stainless steelInfo
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- JPS6092457A JPS6092457A JP19976883A JP19976883A JPS6092457A JP S6092457 A JPS6092457 A JP S6092457A JP 19976883 A JP19976883 A JP 19976883A JP 19976883 A JP19976883 A JP 19976883A JP S6092457 A JPS6092457 A JP S6092457A
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Abstract
Description
【発明の詳細な説明】
(産業上の利用分野)
この発明は、事務機器、電気通信機器、測定機器、自動
車部品等々において高強度および耐食性が要求される部
品、例えば薄板ばねやコイルばねあるいは精密ねじ等の
素材として好適に使用される高強度ステンレス鋼に関し
、加工を行ったのち時効処理を行うことによって従来の
析出硬化型ステンレス鋼では1与られなかった2 30
kgf / ll1m2以上の引張強さが得られる高
強度ステンレス鋼に関するものである。Detailed Description of the Invention (Field of Industrial Application) This invention is applicable to parts that require high strength and corrosion resistance in office equipment, telecommunications equipment, measuring equipment, automobile parts, etc., such as thin plate springs, coil springs, precision Regarding high-strength stainless steel, which is suitably used as a material for screws, etc., by performing aging treatment after processing, it has a 1.
This relates to high-strength stainless steel that can obtain a tensile strength of kgf/ll1m2 or more.
(従来技術)
従来、事務機器や電気通信機器等のばね材料としては、
主に耐食性の観点から、冷間加工した5US301 (
0,1%C−17%Cr−7%N1−Fe)や、冷間加
工後時効処理した5US631 (0,07%C−■7
%Cr−7%Ni −1%Al−Fe)が使用されるこ
とが多い、ここであげたステンレス鋼の最高強度はそれ
ぞれ190kgF 7mm2.210kgf /mra
2程度であるが、最近における73務機器や電気通信機
器等の小型軽縫化ならびに高性能化の指向に伴なって、
230 kgf / +1112以上の高強度を有する
ばね用ステンレス鋼の開発が要望されている。(Prior art) Conventionally, spring materials for office equipment, telecommunications equipment, etc.
Mainly from the viewpoint of corrosion resistance, cold worked 5US301 (
0.1%C-17%Cr-7%N1-Fe) and 5US631 (0.07%C-■7
%Cr-7%Ni-1%Al-Fe) are often used, and the maximum strength of the stainless steels listed here is 190kgF, 7mm2.210kgf/mra, respectively.
However, with the recent trend toward smaller, lighter sewing and higher performance equipment such as 73rd office equipment and telecommunications equipment,
There is a demand for the development of stainless steel for springs having a high strength of 230 kgf/+1112 or more.
ところで、一般にばね用ステンレス鋼の強度が高くなる
と靭延性が低くなるため、プレス機械あるいはコイリン
グat<等によるばねの成形は困難になる。そして、特
に強度が200 kgf / l1m2を超える高強度
になるとばね成形中に素材の折損を生ずることがある。By the way, generally speaking, as the strength of stainless steel for springs increases, its toughness and ductility decreases, making it difficult to form springs using a press machine, coiling at<, or the like. If the strength is particularly high, exceeding 200 kgf/l1m2, the material may break during spring forming.
従って、使用状態で引張強さを200 kgf / +
u+2以上にしようとする場合には、*造途中における
素材の折損を避けるために素材の引張強さが200 k
gf / m+i2以下の状態でまず成形し、その後何
らかの方法で引張強さの向上をはからなければならない
。従来、このような条件に沿ったものが5US631や
15−7M。Therefore, the tensile strength in use is 200 kgf/+
If you want to make the material more than
First, it must be molded in a state of gf/m+i2 or less, and then the tensile strength must be improved by some method. Conventionally, products that meet these conditions are 5US631 and 15-7M.
(0,02%C−15%Cr−7%N1−1.2%An
−2,3%M o −F e )に代表される準安定オ
ーステナイト型析出硬化型ステンレス鋼である。この種
の鋼は溶体化処理後の状態でオーステナイトであり、伸
線加工によって200kgf/InlI2以下のばね成
形可能な強度になるまで伸線され、この時の伸線加工に
よってオーステナイトはマルテンサイトに変態する。そ
して、この状態で所定形状のばねに成形され、その後の
時効処理によって硬化させるようにしており、時効処理
温度は通常400〜550°Cと低いため、熱処理によ
る変形は少ないが、この時効硬化にょる引張強さ17)
、、、l二Jr、 if約210kgf /wars
2止t’Jテあった。(0.02%C-15%Cr-7%N1-1.2%An
-2.3%Mo-Fe) is a metastable austenitic precipitation-hardening stainless steel. This type of steel is austenite after solution treatment, and is drawn by wire drawing until it has a strength of 200 kgf/InlI2 or less that can be formed into springs, and the wire drawing transforms austenite into martensite. do. In this state, it is formed into a spring of a predetermined shape, and then hardened by aging treatment.The aging treatment temperature is usually low at 400 to 550°C, so deformation due to heat treatment is small, but this age hardening tensile strength17)
,,,2 Jr., if about 210kgf/wars
There was a 2nd stop.
そこで、使用状態での引張強さをさらに増大させるため
にはAJj、Mo等の析出硬化元素を増加することが有
効と考えられるが、これらの元素が多くなるとオーステ
ナイトが安定化し、加工してもマルテンサイトに変態し
にくくなる。Therefore, in order to further increase the tensile strength in service conditions, it is considered effective to increase precipitation hardening elements such as AJj and Mo, but as these elements increase, austenite becomes more stable and even when processed. It becomes difficult to metamorphose into martensite.
ところで、オーステナイトの安定性を評価する指標とし
て、Md、。が使用される。このMd3oは、ro 、
3の歪を与えたときにオーステナイトの50%がマルテ
ンサイトに変態する温度」とされており、例えばT−1
Ange IはMd3゜と組成との関係式として(1)
式を提示している。By the way, as an index for evaluating the stability of austenite, Md. is used. This Md3o is ro,
This is the temperature at which 50% of austenite transforms into martensite when a strain of T-1 is applied.
Ange I is expressed as the relational expression between Md3° and composition (1)
The formula is presented.
M d 、。(℃)
= 413−4E12X [%C−14N]−9,2X
[X5il −8,1X [XMn] −13,7X
[Erl −7,5X[$Ni] −18,5×L勧
aJ ・・・(り
この(1)式に従えば1例えばMoを添加することによ
ってMd3oが低下した分だけCr、Niを減らせばM
d、 oは変わらないようにすることができるが、Cr
、Niの減少は、
Ni当量= [XNi ] ]+0X [XC] +0
.5 X [’XMn1十〇、3 X [Eu1=(2
)
Cr当量=[Er ] + [XNo1+1.5 X
[%Si]十〇、5 X [XNb]・(3)
で計算されるNi当量、Cr当量をも減少させ、第1v
!Jのシェフラー図に示すように合金の組織をマルテン
サイト+フェライト相に近づける。従って、伸線加工に
よる加工硬化も少なくなり、特に熱間加工懺は著しく劣
化する。Md. (℃) = 413-4E12X [%C-14N]-9,2X
[X5il -8,1X [XMn] -13,7X
[Erl -7,5 BaM
d and o can be left unchanged, but Cr
, the decrease in Ni is: Ni equivalent = [XNi ] +0X [XC] +0
.. 5 X ['XMn110, 3 X [Eu1=(2
) Cr equivalent = [Er] + [XNo1+1.5
[%Si] 10, 5 × [XNb]・(3) The Ni equivalent and Cr equivalent calculated as
! As shown in the Scheffler diagram of J, the structure of the alloy is brought closer to the martensite + ferrite phase. Therefore, work hardening due to wire drawing is also reduced, and in particular, the hot work sill is significantly deteriorated.
このように、準安定オーステナイト型ステンレス鋼は、
安定した品質を確保するために相変態温度を細かくコン
トロールすることが非常に重要であり、通常行われる常
温での製造工程を対象とする限りにおいては時効硬化元
素を増加させて高強度のステンレス鋼を得ることは限界
に来ていると言える。Thus, metastable austenitic stainless steels are
Fine control of the phase transformation temperature is extremely important to ensure stable quality, and as long as the manufacturing process is normally carried out at room temperature, high-strength stainless steel can be produced by increasing age-hardening elements. It can be said that we have reached the limit of what we can obtain.
(発明の目的)
この発明は、」−述した従来技術に鑑みてなされたもの
で、素材の靭延性を低下させることなく、加工を行った
のち時効処理を行うことによって、従来の析出硬化型ス
テンレス鋼では得られなかった2 30 kgf /
+an2以上の大きな引張強さを得ることができる高強
度ステンレス鋼を提供することを目的としている。(Purpose of the Invention) This invention has been made in view of the prior art mentioned above, and it is possible to replace the conventional precipitation hardening type by aging treatment after processing without reducing the toughness and ductility of the material. 230 kgf / which could not be obtained with stainless steel
The object of the present invention is to provide a high-strength stainless steel that can obtain a large tensile strength of +an2 or more.
(発明の構成)
この発明による高強度ステンレス鋼は、重量%で、Cお
よびNの1種または2種:0.O1〜0.15%、Cu
:1.O〜4.0%、Niニア、0〜11.0%、Cr
: 12.0〜17.0%、AMおよび]jの1種また
は2種二0.5〜2.5%、V、NbおよびZrの1種
または2種以」二:0.05〜0.5%、B:0.OO
1〜0.01%、必要に応じて、Mo:1.O〜4.0
%、残部Feおよび不純物からなることを特徴としてお
り、より望ましくは、0.3の歪を与えたときにオース
テナイトの50%がマルテンサイトになる温度(Md3
o)が常温〜−196°Cの範囲にあり、加工後時効処
理することによって引張強さが230 kgf / l
1m2以」二となることを特徴としている。(Structure of the Invention) The high-strength stainless steel according to the present invention contains one or both of C and N in weight percent: 0. O1~0.15%, Cu
:1. O~4.0%, Ni near, 0~11.0%, Cr
: 12.0-17.0%, AM and one or two of [j]20.5-2.5%, one or more of V, Nb and Zr'2: 0.05-0 .5%, B:0. OO
1 to 0.01%, if necessary, Mo: 1. O~4.0
%, the balance being Fe and impurities, and more desirably the temperature at which 50% of austenite becomes martensite when a strain of 0.3 is applied (Md3
o) is in the range of room temperature to -196°C, and the tensile strength is 230 kgf / l by aging treatment after processing.
It is characterized by being larger than 1 m2.
次に、この発明による高強度ステンレス鋼の成分範囲(
重量%)の限定理由を述べる。Next, the composition range of the high strength stainless steel according to this invention (
The reason for the limitation of % by weight) will be explained.
C,N:
C,Nは鋼のマトリックスを強化するのに有効な元素で
あり、このような効果を得るためには0.01%以上含
有させることが必要である。しかし、多すぎると前記M
d3゜が−196℃以下になり、冷間加工してもマルテ
ンサイトに変態しなくなるため0.15%以下とする必
要がある。C, N: C and N are effective elements for strengthening the matrix of steel, and in order to obtain such an effect, it is necessary to contain them in an amount of 0.01% or more. However, if there is too much
d3° becomes -196°C or less, and it does not transform into martensite even during cold working, so it needs to be 0.15% or less.
したがって、CおよびNの1種または2種で0.01〜
0.15%の範囲とした。Therefore, 0.01 to 0.01 for one or two of C and N
The range was set at 0.15%.
Cu :
Cuは、鋼の時効硬化に寄与する析出物の一つであるε
−Cu相を形成する元素である。このε−Cu相は、溶
体化処理後伸線加工によって変態したマルテンサイトか
ら400〜500℃の時効によって微細に析出する。こ
のε−Cu相の特徴はそれ自身による強化ばかりでなく
、より高温側で析出するN1AJL+Fe2Mo等の析
出物の核となり、これらをより微細に析出させて硬化を
より一層高める働きがある。したがって、このような作
用を得るためにCuは1.0%以上含有させることが必
要である。しかし、多すぎるとよく知られているように
熱間加工性を著しく悪化するので4.0%以下にする必
要がある。Cu: Cu is one of the precipitates that contribute to age hardening of steel.
-It is an element that forms a Cu phase. This ε-Cu phase is finely precipitated from martensite transformed by wire drawing after solution treatment by aging at 400 to 500°C. The feature of this ε-Cu phase is that it not only strengthens itself, but also acts as a nucleus for precipitates such as N1AJL+Fe2Mo that precipitate at higher temperatures, causing these to precipitate more finely and further enhancing hardening. Therefore, in order to obtain such an effect, it is necessary to contain Cu in an amount of 1.0% or more. However, as is well known, if the content is too high, hot workability will be significantly deteriorated, so it is necessary to limit the content to 4.0% or less.
Ni、Cr:
Ni、Crは、この発明による高強度ステンレス鋼にお
いて、Md3゜、Ni当量、Cr当量を決定することに
より従属的に決まる。この結果、Niは7.ON11.
0%、Crは12.0〜17.0%の範囲とした。Ni, Cr: In the high-strength stainless steel according to the present invention, Ni and Cr are determined dependently by determining Md3°, Ni equivalent, and Cr equivalent. As a result, Ni was 7. ON11.
0%, and Cr was in the range of 12.0 to 17.0%.
A文、Ti:
Ai、Tiは、時効硬化に寄与する析出物の一つである
NiA1相、NiTi相を形成する元素である。したが
って、このような析出物を形成させるためには、A4お
よびTiの1種または2種で0.5%以」二必要である
が、2.5%を超えると析出粒子が粗大化して時効処理
後の強度はかえって低下するので0.5〜2.5%の範
囲とした。また、All、Tiが多すぎると大気溶解で
A見203+A見N、TiO2、TiNなどの介在物を
増大し、とくに、ばね用材料として重要な疲労強度を低
下させるので好ましくない。したがって、この点からも
AM、Tiの」−眼を合計で2.5%とした。Text A, Ti: Ai and Ti are elements that form the NiAl phase and NiTi phase, which are one of the precipitates that contribute to age hardening. Therefore, in order to form such precipitates, 0.5% or more of one or both of A4 and Ti is required, but if it exceeds 2.5%, the precipitated particles become coarse and aging Since the strength after treatment actually decreases, the content was set in the range of 0.5 to 2.5%. Furthermore, if the content of Al or Ti is too large, inclusions such as A203+A203+A2N, TiO2, TiN, etc. will increase due to atmospheric dissolution, which is particularly undesirable since it will reduce the fatigue strength, which is important as a material for springs. Therefore, from this point of view as well, AM and Ti'-eyes were set at 2.5% in total.
V、Nb、Zr:
V、Nb、Zrは、溶体化処理後の結晶粒を微細なもの
にするための必須元素である。ところで、特願昭53−
28052号明細書では、準安定オーステナイト型ステ
ンレス鋼の疲労強度は加工誘起マルテンサイトが微細な
ほど高くなることを示している6本発明者らは、加工誘
起マルテンサイトは前オーステナイト粒径が小さいほど
微細になることを見い出した。そして、V、Nb。V, Nb, Zr: V, Nb, and Zr are essential elements for making crystal grains fine after solution treatment. By the way, the special application 1973-
28052, it is shown that the fatigue strength of metastable austenitic stainless steel increases as the deformation-induced martensite becomes finer. I found out that it becomes finer. And V, Nb.
Zrは圧延中に炭化物を形成して前オーステナイト粒径
を小さくすることが明らかとなった。そこで、このよう
な効果を得るためには、V、NbおよびZrの1種また
は2種以上を0015以上含有させることが必要であり
、0.5%を超えて添加しても飽和するので、0.5%
以下とした。It has become clear that Zr forms carbides during rolling to reduce the pre-austenite grain size. Therefore, in order to obtain such an effect, it is necessary to contain one or more of V, Nb and Zr at 0015 or more, and even if it is added in excess of 0.5%, it will be saturated. 0.5%
The following was made.
B :
Bは、この発明によるステンレス鋼の熱間加工性を改善
するために特に重要な元素である。すなわち、このi
IJIJによるステンレスfRJよ、AM。B: B is a particularly important element for improving the hot workability of the stainless steel according to the present invention. That is, this i
Stainless fRJ by IJIJ, AM.
Ti 、V、Nb、Zr、Mo等(’)7 xライト形
成元素を多聞に含有するため、Bを添加しない場合には
熱間加工性が著しく悪くなる。一般に準安定オーステナ
イトステンレス鋼では熱間加工後の結晶粒を微細化する
ために1〜3%のフェラトが含まれていることが望まし
いとされているが、フェライI・111か5%をこえる
と熱間加工性が著しく低下する。そこで、この発明によ
るステンレス鋼ではBをo、ooi%以上添加するごと
によりフェライトが3〜lO%存在しても熱間加工が可
能になった。しかし、Bが多すぎると熱間加工性の改善
効果はかえって低下するので、0.01%以下とした。Since it contains a large amount of (')7x light-forming elements such as Ti, V, Nb, Zr, Mo, etc., hot workability becomes significantly worse when B is not added. Generally, it is said that it is desirable for metastable austenitic stainless steel to contain 1 to 3% ferrite in order to refine the grains after hot working, but if it exceeds 5% ferrite I/111, Hot workability is significantly reduced. Therefore, in the stainless steel according to the present invention, hot working becomes possible even in the presence of 3 to 10% ferrite by adding B at 0.00% or more. However, if there is too much B, the effect of improving hot workability will be reduced, so B is set at 0.01% or less.
MO=
Moは、450〜600℃の時効によってFe2Mo相
を生成する元素であり、このFe2Mo相の生成によっ
て強度をより一層高める。そして、このような効果を得
るためには1.0%以上の添加が必要である。このMo
は添加量が多いほど時効処理後の強度が増大するが、4
.0%を超える添加は高温でのフェライト量を著しく多
くし、熱間加工性を害するので、4.0%以下とした。MO= Mo is an element that generates a Fe2Mo phase by aging at 450 to 600°C, and the generation of this Fe2Mo phase further increases the strength. In order to obtain such an effect, it is necessary to add 1.0% or more. This Mo
The strength after aging increases as the amount of addition increases, but 4
.. Addition of more than 0% significantly increases the amount of ferrite at high temperatures and impairs hot workability, so the content was set to 4.0% or less.
この発明による高強度ステンレス鋼は上記の成分範囲か
らなるものであるが、より望ましくは、0.3の歪を与
えたときにオーステナイトの50%がマルテンサイトに
なる温度(Md3o)が常温〜−196℃の範囲にある
ように定めることがより望ましい、このMd3.は、通
常の場合、引張試験片を各温度で0.3の真否を与える
まで加工し、それぞれの試験片中におけるマルテンサイ
ト量をX線回折法または透磁率法等によって測定するこ
とによりめられる。この場合、Md3゜は時効硬化元素
をなるべく多く添加することができるようにするために
低い方が望ましいが、低すぎると低温で加工したときで
もマルテンサイト変態を生じないので、常温〜−196
°Cとすることが望ましい。The high-strength stainless steel according to the present invention has the above-mentioned composition range, but more preferably, the temperature (Md3o) at which 50% of austenite becomes martensite when a strain of 0.3 is applied is from room temperature to - It is more desirable to set the Md3. is usually determined by processing a tensile test piece at each temperature until it gives an accuracy of 0.3, and measuring the amount of martensite in each test piece using an X-ray diffraction method or magnetic permeability method, etc. . In this case, it is desirable that Md3° is low so that as much age-hardening elements as possible can be added, but if it is too low, martensitic transformation will not occur even when processed at low temperatures, so
It is desirable to set it to °C.
そして、この発明による高強度ステンレス鋼では、上記
成分の鋼に対して溶体化処理を施したのち、低温で仲線
加■を行うことによって合金添加の許容範囲が増大する
ことに着目し、種々の時効硬化元素を複合溪加すること
によって引張強さが230 kgf / ++m2を超
える高強度のステンレス鋼とすることができるものであ
る。In the high-strength stainless steel of this invention, we focused on the fact that the allowable range of alloy additions was increased by performing solution treatment on the steel with the above components and then performing medium wire addition at low temperatures. A high-strength stainless steel with a tensile strength exceeding 230 kgf/++m2 can be obtained by adding age-hardening elements in a composite manner.
(実施例1)
第1表に示す化学1&分の鋼を溶製したのち造塊し、そ
の後直径9.5+amの圧延材を得た。次に、前記各圧
延材に対して1050°QXlhr加熱後空冷の溶体化
処理を施したのち、−100〜−200℃で加工率30
%、52%、72%および90%の低温伸線を行い、そ
の後第2表に示す条件で時効処理を行った。なお、この
際の時効処理温度は、各供試鋼に対して最も時効硬化量
の大きい温度で行った0次いで、時効処理後の各供試鋼
の引張強さを測定したところ、第2図に示す結果が得ら
れた。(Example 1) The steel shown in Table 1 with a chemical rating of 1& is melted and then ingot-formed, and then a rolled material with a diameter of 9.5+am was obtained. Next, each of the rolled materials was subjected to solution treatment by heating at 1050°QXlhr and cooling in air, and then at -100 to -200°C with a processing rate of 30
%, 52%, 72% and 90%, and then aging treatment was performed under the conditions shown in Table 2. In addition, the aging treatment temperature at this time was the temperature at which the amount of age hardening was greatest for each test steel.Then, the tensile strength of each test steel after the aging treatment was measured, and the results are shown in Figure 2. The results shown are obtained.
/
/
/
、/
/
/′
/
/
/′
第 2 表
t51表、第2表および第2図に示すところから解析す
ると、第1表に示す供試鋼において、発明鋼ニーIのM
d5oは0℃であり、MsCマルテンサイト変態開始温
度)は−196℃以下である。したがって、−100〜
−200℃の仲線加1:中にマルテンサイト変態が進行
し、90%加工した場合のオーステナイ)・量は約3%
であった。/ / / , / / /' / / /' 2nd Table t51, Table 2, and Figure 2 show that in the test steel shown in Table 1, the M of the invention steel knee I
d5o is 0°C, and MsC martensitic transformation start temperature) is -196°C or lower. Therefore, -100~
-200℃ Nakasen 1: Martensitic transformation progresses inside, austenite when processed to 90%)・Amount is approximately 3%
Met.
そして、この鋼の時効硬化量は大きく、80%以上加圧
した後時効することによって230kgf 7mm2以
]−の引張強さが得られることがわかった。また1発明
鋼」−2はMoの添加によって時効硬化1−2をさらに
増した鋼であり、この場合は前記発明鋼1−1よりもさ
らに大きな引張強さが得られることが明らかとなった。It was also found that the amount of age hardening of this steel is large, and that by aging after applying pressure of 80% or more, a tensile strength of 230 kgf 7 mm2 or more can be obtained. In addition, Invention Steel 1-2 is a steel in which age hardening of 1-2 is further increased by the addition of Mo, and in this case it has been revealed that even greater tensile strength can be obtained than Invention Steel 1-1. .
これに対し、比較鋼C−1はM s 点が100 ”C
であるため、溶体化処理後の組織は50%のマルテンサ
イトと5o%のオーステナイトである。このように加工
前から存在するマルテンサイトは加工によって硬化しな
い、したかって、この鋼では時効処理を行っても230
kgf / ff1m2以上の引張強さが得られない
ことが明らかである。また、比較鋼C−2はM d s
oが一196℃以下であるため、低温伸線加工を施し
ても十分にマルテンサイト変態しない、したがって、こ
の鋼では時効硬化量が少なく、230 kgf / a
m2以」二の引張強さが得られないことが明らかである
。さらに、比較鋼17−7PHは加工硬化が大きいため
伸線性が悪く、また時効硬化量も少ないため230kg
f/ff1112以上の引張強さが得られないことが明
らかである。On the other hand, comparative steel C-1 has an M s point of 100”C
Therefore, the structure after solution treatment is 50% martensite and 50% austenite. In this way, the martensite that exists before working does not harden through working, so even if this steel undergoes aging treatment, it will harden at 230%.
It is clear that a tensile strength of kgf/ff1m2 or higher cannot be obtained. Moreover, comparative steel C-2 has M d s
Since o is below -196℃, martensitic transformation is not sufficient even if low-temperature wire drawing is applied.Therefore, this steel has a small amount of age hardening, and has a strength of 230 kgf/a.
It is clear that a tensile strength of m2 or more cannot be obtained. Furthermore, comparative steel 17-7PH has poor wire drawability due to large work hardening, and also has a small amount of age hardening, so the wire weight is 230 kg.
It is clear that a tensile strength of f/ff1112 or higher cannot be obtained.
(実施例2)
第3表に示す化学成分の鋼を溶製したのち造塊し、その
後直径9.5mmの圧延材を得た6次に、前記各圧延材
に対して1050℃X1hr加熱後空冷の溶体化処理を
施したのち−50〜−100’0で加工率82%の低温
伸線を行って直径4.0LII+1の線材とし、その後
475℃X4hr加熱後空冷の条件で時効処理を行った
6次いで、時効処理後の各供試鋼を引張試験に供して、
各々の引張強さ。(Example 2) After melting steel with the chemical composition shown in Table 3, it was ingot-formed, and then a rolled material with a diameter of 9.5 mm was obtained.Next, each of the above-mentioned rolled materials was heated at 1050°C for 1 hr. After applying air-cooling solution treatment, low-temperature wire drawing was performed at a working rate of 82% at -50 to -100'0 to obtain a wire rod with a diameter of 4.0LII+1, and then aging treatment was performed under the condition of air cooling after heating at 475 ° C for 4 hours. 6 Next, each sample steel after aging treatment was subjected to a tensile test,
Tensile strength of each.
伸びおよび絞りを測定した。この結果を第4表に示す。Elongation and reduction of area were measured. The results are shown in Table 4.
第 4 表
第3表およびff14表に示すように1発明鋼ニー3は
ノ^木鋼2−1に対し/l量を若干増大したものであり
、これによって引張強さも増大しており、発明鋼■〜4
からN添加もマトリックス強化に有効であることが明ら
かである。Table 4 As shown in Table 3 and Table ff14, 1 Invention Steel Knee 3 has a slightly increased /l content compared to No^ Wooden Steel 2-1, and as a result, the tensile strength has also increased. steel ~4
It is clear from the above that N addition is also effective in strengthening the matrix.
また、発明鋼]−5,■−6はA交の一部をTiでn換
したものであり、この場合にも230kgf /+u’
以上の高強度が得られ、とくにCuを多量添加した」、
−6で最高強度が得られた。Invention steel]-5, ■-6 are those in which a part of the A exchange was replaced with Ti, and in this case also 230 kgf /+u'
The above-mentioned high strength was obtained, especially by adding a large amount of Cu.
The highest strength was obtained at -6.
さらに、発明鋼L−7〜1−11はVの一部をNb、Z
rでFj換したものであり、この場合にも引張強さ23
0kgf/震層2以上が得られ、v。Furthermore, inventive steels L-7 to 1-11, part of V is replaced by Nb, Z
r is converted to Fj, and in this case also the tensile strength is 23
0 kgf/seismic layer 2 or more was obtained, v.
Nb、Zrを複合添加した発明鋼ニー11では延性もか
なり増大している。Inventive steel Knee 11 with combined addition of Nb and Zr, the ductility is also significantly increased.
これに対して比較鋼C−3では引張強さが230 kg
f / rs履2以下であり、延性も低い結果となって
おり、比較鋼C−4ではNiA見が粗大化して引張強さ
が著しく低下している。On the other hand, comparative steel C-3 has a tensile strength of 230 kg.
The f/rs ratio was 2 or less, and the ductility was also low, and in comparison steel C-4, the NiA grain became coarse and the tensile strength decreased significantly.
以上説明してきたように、この発明による高強度ブ卆ソ
1−ff伽I壽 mf+JO7−14r*躬レしtss
^唱種または2種:0.01〜0.15%、Cu:1.
0〜4.0%、Niニア、0〜11.0%。As explained above, the high-strength press 1-FF KAI JU MF+JO7-14R*TSS according to the present invention
^Singing type or 2 types: 0.01-0.15%, Cu: 1.
0-4.0%, Ni near, 0-11.0%.
Cr: 12.o 〜17.0%、/lおよびTiの1
種tたは2種:0.5〜2.5%、V、NbおよびZr
の1種または2種以上:0.05〜0.5%、B:O,
OO1〜0.01%、必要に応じて、Mo:1.O〜4
.0%、残部Feおよび不純物からなるものであるから
、素材の靭延性を低下させることなく、適宜の加工後に
時効処理を行うことによって、従来の析出硬化型ステン
レス鋼では得られなかった230kgf/■12以上の
著しく大きな引張強さを得ることができ、事務機器、電
気通信機器、測定機器、自動車部品等々において高強度
および耐食性が要求される部品、例えば薄板ばねやコイ
ルばねあるいは精密ねじ等の素材として好適に使用する
ことができ、各種機器の小型軽量化ならびに高性能化の
要求を満たすことができるという非常に優れた効果を有
している。Cr: 12. o ~17.0%, /l and 1 of Ti
Type t or 2 types: 0.5-2.5%, V, Nb and Zr
One or more of: 0.05 to 0.5%, B: O,
OO1 to 0.01%, if necessary, Mo: 1. O~4
.. 0%, the balance is Fe and impurities, so by performing an aging treatment after appropriate processing without reducing the toughness and ductility of the material, it is possible to achieve 230kgf/■, which cannot be obtained with conventional precipitation hardening stainless steels. Materials that can obtain extremely high tensile strength of 12 or more and require high strength and corrosion resistance in office equipment, telecommunications equipment, measuring equipment, automobile parts, etc., such as thin plate springs, coil springs, precision screws, etc. It has the very excellent effect of meeting the demands for smaller size, lighter weight, and higher performance of various devices.
4、閉面の簡単か贈岨
第1図はステンレス鋼の組織領域を示すシェフラー図、
wS2図はこの発明の実施例において伸線加工率による
引張強さの変化を調べた結果を示すグラフである。4. Simple closed surface Figure 1 is a Scheffler diagram showing the structural region of stainless steel.
Figure wS2 is a graph showing the results of examining changes in tensile strength depending on wire drawing rate in Examples of the present invention.
特許出願人 大同特殊鋼株式会社 代理人弁理士 小 塩 豊Patent applicant: Daido Steel Co., Ltd. Representative Patent Attorney Yutaka Shio
Claims (4)
.01〜0.15%、Cu:1.O〜4.0%、Niニ
ア、O〜11.0%、Cr:12.0〜17.0%、A
5LおよびTiの1種または2種:0.5〜2.5%、
V、NbおよびZrの1種または2挿具−I−: 0
、05〜0.5%、B:o、ooi 〜o、ot%、残
部Feおよび不純物からなることを特徴とする高強度ス
テンレス鋼。(1) 1% by weight, one or both of C and N: 0
.. 01-0.15%, Cu:1. O~4.0%, Ni near, O~11.0%, Cr:12.0~17.0%, A
5L and one or two of Ti: 0.5 to 2.5%,
One or two types of V, Nb and Zr inserts -I-: 0
, 05 to 0.5%, B: o, ooi to o, ot%, and the balance is Fe and impurities.
50%がマルテンサイトになる温度(Md:lo)が常
温〜−198℃の範囲にあり、加工後時効処理すること
によって引張強さが230 kgf / +11m2以
上となる特許請求の範囲第(1)項記載の高強度ステン
レス鋼。(2) The temperature (Md:lo) at which 50% of austenite becomes martensite when a strain of 0.3 is applied is in the range of room temperature to -198°C, and tensile strength can be increased by aging treatment after processing. The high-strength stainless steel according to claim (1), which has a capacity of 230 kgf/+11 m2 or more.
1〜0.15%、 Cu:1.0〜4.0%、Niニア
、O〜11.0%、Cr:12.0〜17.0%、Ai
およびTiの1種または2種二〇、5〜2.5%、V、
NbおよびZrの1種または2種以上: O、’05〜
0.5%、B:0.001〜0.01%、Mo:1.0
〜4,0%、残部Feおよび不純物からなることを特徴
とする高強度ステンレス鋼。(3) One or both of C and N: 0.0 in weight%
1-0.15%, Cu: 1.0-4.0%, Ni near, O-11.0%, Cr: 12.0-17.0%, Ai
and one or two kinds of Ti, 20, 5 to 2.5%, V,
One or more of Nb and Zr: O, '05~
0.5%, B: 0.001-0.01%, Mo: 1.0
A high-strength stainless steel characterized by comprising ~4.0%, the balance being Fe and impurities.
50%がマルテンサイトになる温度(Md30)が常温
〜−196°Cの範囲にあり、加工後時効処理すること
によって引張強さが230 kgf / mm2以上と
なる特許請求の範囲第(3)項記載の高強度ステンレス
鋼。(4) The temperature (Md30) at which 50% of austenite becomes martensite when a strain of 0.3 is applied is in the range of room temperature to -196°C, and by aging treatment after processing, the tensile strength can be increased to 230°C. The high-strength stainless steel according to claim (3), which has a tensile strength of kgf/mm2 or more.
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP19976883A JPS6092457A (en) | 1983-10-24 | 1983-10-24 | High strength stainless steel |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP19976883A JPS6092457A (en) | 1983-10-24 | 1983-10-24 | High strength stainless steel |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS6092457A true JPS6092457A (en) | 1985-05-24 |
Family
ID=16413291
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP19976883A Pending JPS6092457A (en) | 1983-10-24 | 1983-10-24 | High strength stainless steel |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPS6092457A (en) |
Cited By (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US7901519B2 (en) * | 2003-12-10 | 2011-03-08 | Ati Properties, Inc. | High strength martensitic stainless steel alloys, methods of forming the same, and articles formed therefrom |
US7931758B2 (en) | 2008-07-28 | 2011-04-26 | Ati Properties, Inc. | Thermal mechanical treatment of ferrous alloys, and related alloys and articles |
KR20180095662A (en) * | 2016-01-14 | 2018-08-27 | 에이케이 스틸 프로퍼티즈 인코포레이티드 | Hot rolling of steel containing metastable austenite |
-
1983
- 1983-10-24 JP JP19976883A patent/JPS6092457A/en active Pending
Cited By (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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US7901519B2 (en) * | 2003-12-10 | 2011-03-08 | Ati Properties, Inc. | High strength martensitic stainless steel alloys, methods of forming the same, and articles formed therefrom |
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US8313592B2 (en) | 2008-07-28 | 2012-11-20 | Ati Properties, Inc. | Thermal mechanical treatment of martensitic stainless steel |
KR20180095662A (en) * | 2016-01-14 | 2018-08-27 | 에이케이 스틸 프로퍼티즈 인코포레이티드 | Hot rolling of steel containing metastable austenite |
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