JPS61147855A - 析出硬化型ステンレス鋼 - Google Patents
析出硬化型ステンレス鋼Info
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- JPS61147855A JPS61147855A JP26689184A JP26689184A JPS61147855A JP S61147855 A JPS61147855 A JP S61147855A JP 26689184 A JP26689184 A JP 26689184A JP 26689184 A JP26689184 A JP 26689184A JP S61147855 A JPS61147855 A JP S61147855A
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- Japan
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- hardness
- less
- steels
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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】
(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、かつ固溶化状態
での冷間加工性、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、かつ固溶化状態
での冷間加工性、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5US630 (
16Cr −4Ni −3,3Cu−0,3Nb −0
,06G)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。
ンレス鋼として一般に用いられている5US630 (
16Cr −4Ni −3,3Cu−0,3Nb −0
,06G)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5tlS630は固溶化状態での硬さが
Hv350程度と高いため、冷開成形性、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5US630は固溶化熱処理時の最適加熱
温度範囲が1040℃±20℃と狭(、その拡大が求め
られていた。
Hv350程度と高いため、冷開成形性、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5US630は固溶化熱処理時の最適加熱
温度範囲が1040℃±20℃と狭(、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、5US630
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、冷間成形性、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5US630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。
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、冷間成形性、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5US630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。
5US630は通常、高温でのδ/T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
X (C+N)程度含有して使用しているが、本発明者
等は5US630時効硬化能(時効硬さ一固溶化状態で
の硬さ)に及ぼすC5N5Nb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
させるとともにNbを9X(C+N)以上含有させるこ
とによって、固溶化状態での硬さをHv280程度に低
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、S[l5630と同等の時効硬さ
を得ることを見出したものである。
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
X (C+N)程度含有して使用しているが、本発明者
等は5US630時効硬化能(時効硬さ一固溶化状態で
の硬さ)に及ぼすC5N5Nb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
させるとともにNbを9X(C+N)以上含有させるこ
とによって、固溶化状態での硬さをHv280程度に低
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、S[l5630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、5US630の成分バランスは非常に臨
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、5US630の緒特性が損なわれ
ることになる。
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、5US630の緒特性が損なわれ
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。
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
され熱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。
され熱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/T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0% N5
55Mn5Cus Nb5Cr等すべての合金元素の影
響を強く受けるものであり、ある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。
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0% N5
55Mn5Cus Nb5Cr等すべての合金元素の影
響を強く受けるものであり、ある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5US630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≦N
i+27(C+N) 3.5Nb≦6.5であること
を見い出した。
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≦N
i+27(C+N) 3.5Nb≦6.5であること
を見い出した。
Ni量を本範囲に限定した場合、大きな時効硬化能と尚
時にHv280程度の軟らかな固溶化処理後さ、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。
時にHv280程度の軟らかな固溶化処理後さ、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。
ら1040℃±60℃に大きく広げることができる。
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。
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。
すなわち、本発明はc o、oa%以下、St 0.5
0%以下、Mn 1.0%以下、Cu 2.5〜4.5
%、Ni 4.0〜6.5%、Cr 14.5〜17.
0%、N 0.03%以下、Nb 0.10〜0.35
%、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、N
b量 (C+N) 5.5以上、4≦Ni+ 27
(C+ N) −3,5Nb≦6.5となしたものであ
り、第2発明は第1発明にMo 0.15〜1.50%
を含有させ、第1発明の耐食性をさらに向上させたもの
であり、本発明鋼は5US630と同等の優れた耐食性
を有し、かつ固溶化状態での硬さがHv280程度と5
US630に比べて軟らかくすることができ、冷間加工
性、機械加工性を大幅に改善し、さらにIIv150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5US630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。
0%以下、Mn 1.0%以下、Cu 2.5〜4.5
%、Ni 4.0〜6.5%、Cr 14.5〜17.
0%、N 0.03%以下、Nb 0.10〜0.35
%、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、N
b量 (C+N) 5.5以上、4≦Ni+ 27
(C+ N) −3,5Nb≦6.5となしたものであ
り、第2発明は第1発明にMo 0.15〜1.50%
を含有させ、第1発明の耐食性をさらに向上させたもの
であり、本発明鋼は5US630と同等の優れた耐食性
を有し、かつ固溶化状態での硬さがHv280程度と5
US630に比べて軟らかくすることができ、冷間加工
性、機械加工性を大幅に改善し、さらにIIv150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5US630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/Tバランス
を改善する元素で、5US830にはC+H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C1Nともに0
.03%とし、かつC+Hを0.045%とした。なお
、析出硬化能をより向上させるには01Nともに0.0
15%以下、C+Hを0.025%以下にすることが望
ましい。
を改善する元素で、5US830にはC+H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C1Nともに0
.03%とし、かつC+Hを0.045%とした。なお
、析出硬化能をより向上させるには01Nともに0.0
15%以下、C+Hを0.025%以下にすることが望
ましい。
NbはCSN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+Hの8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0.3
5%とした。
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+Hの8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0.3
5%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1.45%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/T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。
めには1.45%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/T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、耐食性を得るた応には
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
って熱間加工性を損う′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、析出硬化能を逆に低下させ、
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。
る元素である。十分な硬化能と、耐食性を得るた応には
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
って熱間加工性を損う′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、析出硬化能を逆に低下させ、
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
相形成元索でもあり、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せ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。
相形成元索でもあり、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せ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Stと同様に脱酸、脱硫に効果のある元素でであ
る。
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1.0%
とした。
増加させ、析出硬化能を小さくするので上限を1.0%
とした。
NiはCrs 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6.0%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6.0%とした。
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6.0%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6.0%とした。
また、NiはC5N5Nb量に応じて4≦Ni+27(
C+H) −3,5Nb≦665を満たす必要がある。
C+H) −3,5Nb≦665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。
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FIs点が得られ
て、最適固溶化熱処理温度が5O563001040℃
±20℃から1040℃±60℃へと拡大される。
ランスが改善されると同時に十分高いFIs点が得られ
て、最適固溶化熱処理温度が5O563001040℃
±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0.015〜0.0
30%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0.015〜0.0
30%とすることが望ましい。
Moは耐食性を改善する元素であり優れた耐食性を得る
ためには0.15%以上含有させる必要がある。
ためには0.15%以上含有させる必要がある。
しかしNoは強力なδ相形成元素であり高温でのδ/γ
バランスを損い熱間加工性を大幅に低下せしめるので上
限を1.50%とした。
バランスを損い熱間加工性を大幅に低下せしめるので上
限を1.50%とした。
(実施例)
つぎに本発明網の特徴を従来鋼、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。
,5Nb≦6.5をXとして示・した。
第1表においてA1〜A6鋼は本発明鋼で、81〜B8
鋼は比較鋼で、C1、C2鋼は従来鋼である。
鋼は比較鋼で、C1、C2鋼は従来鋼である。
第2表は第1表の供試鋼の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。
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。
引張り強さについては、JISJ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4抛鴎φ×10mo
+の素材を、5掴用意し、切削工具として5+u+φの
5KH9ストレートドリルを用いて、回転数725rp
s、送り0.16on/ revでドリル穿孔性を測定
して評価した。
したものであり、被削性については4抛鴎φ×10mo
+の素材を、5掴用意し、切削工具として5+u+φの
5KH9ストレートドリルを用いて、回転数725rp
s、送り0.16on/ 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10II+−φ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。
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。
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l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Δとし、2ヒートでも
分塊圧延できなかったものを×とした。
塊圧延するにl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Δ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%H,So4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%
FeC1B + 1/2ON HCI水溶液中に24J
Ir浸漬した場合の腐食減量を示したものである。
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%H,So4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%
FeC1B + 1/2ON HCI水溶液中に24J
Ir浸漬した場合の腐食減量を示したものである。
夙′F会ら
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CI、 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
.1101g f/ m cd 、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〜A6鋼は引張り強さが80〜95緒f/mrd、
硬さがHv 247〜294といずれも従来鋼であるc
l、B2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。
、硬さについては従来鋼であるCI、 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
.1101g f/ m cd 、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〜A6鋼は引張り強さが80〜95緒f/mrd、
硬さがHv 247〜294といずれも従来鋼であるc
l、B2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綱が引張り強さが149kg f/
m rd 、硬さがHv 442であり、時効硬化能は
99.17?であるが、本発明鋼である、AI−A6鋼
は固溶化状態の硬さがHv 247〜294と低いにも
がかわらず、時効状態での引張り強さが142〜161
kg f/mrrr、硬さがHv 426〜467と
従来鋼であるcl、B2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 150〜195と従来鋼
のHv 99.1,17に比べて1.5倍も優れてい
るものである。
であるC1、C2綱が引張り強さが149kg f/
m rd 、硬さがHv 442であり、時効硬化能は
99.17?であるが、本発明鋼である、AI−A6鋼
は固溶化状態の硬さがHv 247〜294と低いにも
がかわらず、時効状態での引張り強さが142〜161
kg f/mrrr、硬さがHv 426〜467と
従来鋼であるcl、B2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 150〜195と従来鋼
のHv 99.1,17に比べて1.5倍も優れてい
るものである。
被削性についても従来鋼であるC1、C2が34.42
51mであるのに対して、本発明鋼であるA1〜A6鋼
は固溶化状態の硬さが低いことにより55〜76mm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〜A6鋼は固溶
化状態の硬さが低いことによって引抜率3094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。
51mであるのに対して、本発明鋼であるA1〜A6鋼
は固溶化状態の硬さが低いことにより55〜76mm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〜A6鋼は固溶
化状態の硬さが低いことによって引抜率3094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、Cr5Cu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。
有させるとともにNb、Cr5Cu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〜A6綱
は耐硫酸性が57〜24g / cd−Hr、耐孔食性
が18〜8g/rtr−計と従来鋼であるC1〜C2鋼
と同様に優れた耐食性を有するものである。
は耐硫酸性が57〜24g / cd−Hr、耐孔食性
が18〜8g/rtr−計と従来鋼である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81〜B8鋼については、B1、B
2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。
2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。
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81、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鋼は4≦Ni+27(C+N)−3,
5Nb≦6.5を外れることによって、B5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。
ことによって81、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鋼は4≦Ni+27(C+N)−3,
5Nb≦6.5を外れることによって、B5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5
US630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。
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5
US630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。
図はC+N量と析出硬化能との関係を示した線図でる。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 1、重量比にしてC0.03%以下、Si0.50%以
下、Mn1.0%以下、Cu2.5〜4.5%、Ni4
.0〜6.5%、Cr14.5〜17.0%、N0.0
3%以下、Nb0.10〜0.35%、S0.030%
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析出硬化型ステンレス鋼。 2、重量比にしてC0.03%以下、Si0.50%以
下、Mn1.0%以下、Cu2.5〜4.5%、Ni4
.0〜6.5%、Cr14.5〜17.0%、N0.0
3%以下、Nb0.10〜0.35%、S0.030%
以下を含有し、さらにMo0.15〜1.50%を含有
させ、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 true JPS61147855A (ja) | 1986-07-05 |
JPH0615704B2 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) |
Cited By (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS6357745A (ja) * | 1986-08-27 | 1988-03-12 | Nisshin Steel Co Ltd | 加工性に優れた高強度ステンレス鋼 |
JPH05112849A (ja) * | 1991-04-26 | 1993-05-07 | Nippon Steel Corp | 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 |
JP2006051524A (ja) * | 2004-08-12 | 2006-02-23 | Mitsubishi Heavy Ind Ltd | タービンロータの補修方法、溶接材料及びタービン |
Citations (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS5328014A (en) * | 1976-08-27 | 1978-03-15 | Matsushita Electric Ind Co Ltd | Alloy magnet and its preparation |
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
Patent Citations (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS5328014A (en) * | 1976-08-27 | 1978-03-15 | Matsushita Electric Ind Co Ltd | Alloy magnet and its preparation |
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JP2006051524A (ja) * | 2004-08-12 | 2006-02-23 | Mitsubishi Heavy Ind Ltd | タービンロータの補修方法、溶接材料及びタービン |
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 |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JPH0615704B2 (ja) | 1994-03-02 |
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