JPS6353246A - 時効硬化ステンレス鋼 - Google Patents
時効硬化ステンレス鋼Info
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- JPS6353246A JPS6353246A JP62200122A JP20012287A JPS6353246A JP S6353246 A JPS6353246 A JP S6353246A JP 62200122 A JP62200122 A JP 62200122A JP 20012287 A JP20012287 A JP 20012287A JP S6353246 A JPS6353246 A JP S6353246A
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Classifications
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
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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。
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Description
【発明の詳細な説明】
米国特許第２４８２０９６号及び２８５０３８０号明細
書に開示された組成物の時効硬化性マルテンサイト系ス
テンレス鋼は機械的性質及び腐蝕抵抗の大変有用な組合
せをもっている。多くの施工のため、このタイプの鋼は
溶体−処理状態で加工され、それから引続き約８５０°
及び１１５０°Ｆの間の温度で単純な時効硬化処理によ
り硬化される。この処置の主たる利点は、成分及び物体
が最終次元に近似に加工されそれから引続き過剰のスケ
ーリングに出会うこと、次元における大きな変化、熱処
理における困難なしに硬化されることである。然しなか
ら、これら現存の時効硬化ステンレス鋼の加工性は溶体
−処理状態に限界があり、特殊である。そしてしばしば
特定の高価な処理が商業的施工において合理的機械加工
速度及び切断器寿命をえるため要求されている。
書に開示された組成物の時効硬化性マルテンサイト系ス
テンレス鋼は機械的性質及び腐蝕抵抗の大変有用な組合
せをもっている。多くの施工のため、このタイプの鋼は
溶体−処理状態で加工され、それから引続き約８５０°
及び１１５０°Ｆの間の温度で単純な時効硬化処理によ
り硬化される。この処置の主たる利点は、成分及び物体
が最終次元に近似に加工されそれから引続き過剰のスケ
ーリングに出会うこと、次元における大きな変化、熱処
理における困難なしに硬化されることである。然しなか
ら、これら現存の時効硬化ステンレス鋼の加工性は溶体
−処理状態に限界があり、特殊である。そしてしばしば
特定の高価な処理が商業的施工において合理的機械加工
速度及び切断器寿命をえるため要求されている。
溶体−処理状態において望まれた完全なマルテンサイト
構造をえるため、時効硬化ステンレス鋼の化学組成は、
デルタフェライト（ｄｅｌｔａ ｆｅｒｉｔｅｓ）を最
少にするか、消すため、及びオーステナイト変態を制御
′Ｉｌするため、密接に制御されねばならない。これは
、炭素、窒素、マンガン、二・ノケル及び銅のようなオ
ーステナイト生成要素とクロム、モリブデン、シリコン
のようなフェライト生成要素との間の密接なバランスを
フェライト含量を制御するため要求している。そして溶
体−処理の間の高温で生成したオーステナイトの安定性
を制限するため全組成の密接なバランスを要求している
。
構造をえるため、時効硬化ステンレス鋼の化学組成は、
デルタフェライト（ｄｅｌｔａ ｆｅｒｉｔｅｓ）を最
少にするか、消すため、及びオーステナイト変態を制御
′Ｉｌするため、密接に制御されねばならない。これは
、炭素、窒素、マンガン、二・ノケル及び銅のようなオ
ーステナイト生成要素とクロム、モリブデン、シリコン
のようなフェライト生成要素との間の密接なバランスを
フェライト含量を制御するため要求している。そして溶
体−処理の間の高温で生成したオーステナイトの安定性
を制限するため全組成の密接なバランスを要求している
。
米国特許第２，８５０，３８０号及び３，５７４，６０
１号明細書に記されたように、時効硬化マルテンサイト
ステンレス鋼の機械加工性は鋼の硫黄含量を増加するこ
と、或は硫黄のように機械加工性を改良できるセレン、
テルル、ビスマス或は鉛のような他の元素を加えること
により改良されえることが知られている。然しなから、
硫黄及びこれら他の元素は多くの製品の腐蝕抵抗、機械
的性質、及び加熱加工性に悪効果をもっている。例えば
、棒製品において、硫黄添加により生じた硫化物は硫化
物の縦けたを生じ熱圧延の方向に伸びる。硫化物の縦け
たは著しく横の衝撃強さ及び延性を減じ、全機械的性質
を減じる。又鋳込インゴット断面に偏析する硫黄の傾向
は、これら材料から作られたプラスチック金型の安定性
、研摩能及び組織性に著しく有害な効果を持っている。
１号明細書に記されたように、時効硬化マルテンサイト
ステンレス鋼の機械加工性は鋼の硫黄含量を増加するこ
と、或は硫黄のように機械加工性を改良できるセレン、
テルル、ビスマス或は鉛のような他の元素を加えること
により改良されえることが知られている。然しなから、
硫黄及びこれら他の元素は多くの製品の腐蝕抵抗、機械
的性質、及び加熱加工性に悪効果をもっている。例えば
、棒製品において、硫黄添加により生じた硫化物は硫化
物の縦けたを生じ熱圧延の方向に伸びる。硫化物の縦け
たは著しく横の衝撃強さ及び延性を減じ、全機械的性質
を減じる。又鋳込インゴット断面に偏析する硫黄の傾向
は、これら材料から作られたプラスチック金型の安定性
、研摩能及び組織性に著しく有害な効果を持っている。
それ故このタイプの先行技術鋼で、硫黄は機械加工性を
増す見地から含まれることが望まれるが、粘り強さ、延
性、腐蝕抵抗、研摩能、組織性及びその他の関連した性
質の重大な犠牲でのみ含まれる。
増す見地から含まれることが望まれるが、粘り強さ、延
性、腐蝕抵抗、研摩能、組織性及びその他の関連した性
質の重大な犠牲でのみ含まれる。
従って本発明の主たる目的は溶体−処理において又時効
硬化状態において特に改良された機械加工性により特徴
づけられたクロム−ニッケル−銅時効硬化マルテンサイ
ト系ステンレス鋼を提供することである。
硬化状態において特に改良された機械加工性により特徴
づけられたクロム−ニッケル−銅時効硬化マルテンサイ
ト系ステンレス鋼を提供することである。
発明の付加的目的は、特に溶体−処理及び時効硬化状態
において改良された機械加工性を有するこのタイプのス
テンレス鋼を提供することで、該ステンレス鋼はこの目
的のため重大な硫黄或は他の機械加工添加物の存在を要
求しない。
において改良された機械加工性を有するこのタイプのス
テンレス鋼を提供することで、該ステンレス鋼はこの目
的のため重大な硫黄或は他の機械加工添加物の存在を要
求しない。
この発明の他の目的は、溶体−処理及び時効硬化状態に
おいて、特に改良された機械加工性をもつこのタイプの
硫黄関係ステンレス鋼を提供することである。
おいて、特に改良された機械加工性をもつこのタイプの
硫黄関係ステンレス鋼を提供することである。
この発明の他の目的は、特に溶体−処理及び時効硬化状
態において、改良された機械加工性をもつプラスチック
及び他の材料を成形するためのこのタイプ鋼のステンレ
ス綱金型を提供することである。
態において、改良された機械加工性をもつプラスチック
及び他の材料を成形するためのこのタイプ鋼のステンレ
ス綱金型を提供することである。
尚この発明の他の目的は、特に溶体−処理及び時効硬化
状態において、プラスチック及び他の材料を成形するた
め改良された機械加工性をもつこのタイプ鋼の硫黄関係
ステンレス鋼金型を提供することである。
状態において、プラスチック及び他の材料を成形するた
め改良された機械加工性をもつこのタイプ鋼の硫黄関係
ステンレス鋼金型を提供することである。
この発明により、クロム−ニッケル−銅、時効硬化マル
テンサイト系ステンレス鋼の機械加工性が、炭素プラス
窒素含量を通例の水準以下に減することにより、特に溶
体−処理及び時効硬化状態において、大いに改良されえ
ることが発見されている。これに関し、発明により低水
率での組合せにおける炭素プラス窒素は、低炭素或は窒
素単独より効果的である。炭素プラス窒素含量における
減少で、この発見の鋼の全組成は、デルタフェライトの
生成を最少にするため、或は避けるため、完全なマルテ
ンサイト構造が溶体−処理状態でえられることを確める
ため、バランスされねばならない。減少した炭素プラス
窒素含量によりえられた機械加工性における改良は、大
変低い含量及び高い硫黄含量で生成される。硫黄含量を
増加することなしに機械加工性を改良すること、機械的
性質、腐蝕抵抗、及び他の性質における硫黄の有害効果
が耐えられえる施工に使用された硫黄関係材料の機械加
工性を改良することを可能にしている。
テンサイト系ステンレス鋼の機械加工性が、炭素プラス
窒素含量を通例の水準以下に減することにより、特に溶
体−処理及び時効硬化状態において、大いに改良されえ
ることが発見されている。これに関し、発明により低水
率での組合せにおける炭素プラス窒素は、低炭素或は窒
素単独より効果的である。炭素プラス窒素含量における
減少で、この発見の鋼の全組成は、デルタフェライトの
生成を最少にするため、或は避けるため、完全なマルテ
ンサイト構造が溶体−処理状態でえられることを確める
ため、バランスされねばならない。減少した炭素プラス
窒素含量によりえられた機械加工性における改良は、大
変低い含量及び高い硫黄含量で生成される。硫黄含量を
増加することなしに機械加工性を改良すること、機械的
性質、腐蝕抵抗、及び他の性質における硫黄の有害効果
が耐えられえる施工に使用された硫黄関係材料の機械加
工性を改良することを可能にしている。
発明により、溶体−処理及び時効硬化状態において改良
された機械加工性をもつことにより特性づけられたクロ
ム−ニッケル−銅、時効硬化マルテンサイト系ステンレ
ス鋼が提供されている。鋼は本質的に重量％で： 炭素プラス窒素 ０．０８まで、或は好ましくはＯ，Ｏ
Ｓ、又は０．０３５； マンガン ８．０まで；或は好ましくは２．０； リン ０．０４０まで； 硫黄 Ｏ，ｔＳまで；或は好ましくは０．０
３０； シリコン １．０まで； ニッケル ２．００から５．５０、或は金型のた
め好ましくは２．５から ３．５； クロム １１．００から１７．５０、或は金型
のため好ましくは１１か ら１３； モリブデン ３まで；或は好ましくは０．５０；銅
２．００から５．００；コロンクロム
１５Ｘ（Ｃ＋Ｎ）まで；アルミニウム ０．０５
まで；及び 付随した不純物を含む鉄 残り よりなっている。
された機械加工性をもつことにより特性づけられたクロ
ム−ニッケル−銅、時効硬化マルテンサイト系ステンレ
ス鋼が提供されている。鋼は本質的に重量％で： 炭素プラス窒素 ０．０８まで、或は好ましくはＯ，Ｏ
Ｓ、又は０．０３５； マンガン ８．０まで；或は好ましくは２．０； リン ０．０４０まで； 硫黄 Ｏ，ｔＳまで；或は好ましくは０．０
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め好ましくは２．５から ３．５； クロム １１．００から１７．５０、或は金型
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２．００から５．００；コロンクロム
１５Ｘ（Ｃ＋Ｎ）まで；アルミニウム ０．０５
まで；及び 付随した不純物を含む鉄 残り よりなっている。
発明の鋼は任意に０．５％までのベリリウムをもつであ
ろう。
ろう。
組成物は本質的にデルタフェライトをもたず、２５０°
Ｆ以上のＭｓ温度であるようバランスされているｏＭｓ
温度はマルテンサイトへの変態が冷却で始まる温度であ
る。Ｍｓ湯温度２５０°Ｆ以上に保持することにより、
マルテンサイトへの本質的に完全な変態が室温又は室温
以上で達せられることが保証されている。
Ｆ以上のＭｓ温度であるようバランスされているｏＭｓ
温度はマルテンサイトへの変態が冷却で始まる温度であ
る。Ｍｓ湯温度２５０°Ｆ以上に保持することにより、
マルテンサイトへの本質的に完全な変態が室温又は室温
以上で達せられることが保証されている。
方程式（１）により、発明の鋼は本質的にフェライト含
まない。
まない。
％フェライト＝ −１１７，８−１５１，３（Ｃ＋Ｎ）
＋９．７（Ｓｉ）＋７．３（Ｍｏ） ＋３２．４（Ｃ
ｂ） ・・・（１）方程式（２）により、発明の鋼
は本質的に環境温度或はそれ以下に溶体−処理温度から
冷却することで完全にマルテンサイトである。
＋９．７（Ｓｉ）＋７．３（Ｍｏ） ＋３２．４（Ｃ
ｂ） ・・・（１）方程式（２）により、発明の鋼
は本質的に環境温度或はそれ以下に溶体−処理温度から
冷却することで完全にマルテンサイトである。
Ｍｓ （” Ｆ）＝２２８０−２６２０（Ｃ＋Ｎ
−−） １０２（Ｎｉ＋２Ｍｎ）−６６（Ｃｒ＋Ｍ
ｏ） ９７（Ｃｕ） −（２）これらの方程式
で、マンガンは、各０．５％ニッケルに対し１％マンガ
ンの基準で、ニッケルに置換される。
−−） １０２（Ｎｉ＋２Ｍｎ）−６６（Ｃｒ＋Ｍ
ｏ） ９７（Ｃｕ） −（２）これらの方程式
で、マンガンは、各０．５％ニッケルに対し１％マンガ
ンの基準で、ニッケルに置換される。
発明の鋼はプラスチック金型の製造に特殊な利点を発明
する。硬化処理に先立って金型は加工されるであろう。
する。硬化処理に先立って金型は加工されるであろう。
硬化処理は商業的製造を提供している。又金型製造のた
めの発明の鋼は、最終的１機械加工及び研摩を最少にす
るよう時効硬化の間はんの僅かの次元変化により特性づ
けられるであろう。硫黄が比較的低水準であるので、金
型施工における偏析に関する硫黄の悪効果はさけられる
。
めの発明の鋼は、最終的１機械加工及び研摩を最少にす
るよう時効硬化の間はんの僅かの次元変化により特性づ
けられるであろう。硫黄が比較的低水準であるので、金
型施工における偏析に関する硫黄の悪効果はさけられる
。
腐蝕抵抗が発明の鋼のより高いクロム含量を要求しない
金型施工のため、クロムは１１．００〜１３、 Ｏ０％
に限定されるであろう。従って、ニッケルも２．５〜３
．５％に限定されるであろう。要求される微小構造バラ
ンスに到達するためクロムとのバランスのためである。
金型施工のため、クロムは１１．００〜１３、 Ｏ０％
に限定されるであろう。従って、ニッケルも２．５〜３
．５％に限定されるであろう。要求される微小構造バラ
ンスに到達するためクロムとのバランスのためである。
コロンビウムが炭素プラス窒素を安定化するため発明の
鋼に使用されるであろう。このようにして鋼の炭素プラ
ス窒素含量に関係している量存在するであろう。チタン
は一般にコロンビウムに等価としてこの目的に使用され
ている元素であるけれども、特定の網端製法を使用する
ことなしにこの発明の鋼にコロンビウムの代りに使用さ
れえない。これらの鋼に、重大な量のチタンの存在はチ
タン炭素窒化物及び酸化物の存在を生じ、機械加工性に
悪影響を及ぼす。
鋼に使用されるであろう。このようにして鋼の炭素プラ
ス窒素含量に関係している量存在するであろう。チタン
は一般にコロンビウムに等価としてこの目的に使用され
ている元素であるけれども、特定の網端製法を使用する
ことなしにこの発明の鋼にコロンビウムの代りに使用さ
れえない。これらの鋼に、重大な量のチタンの存在はチ
タン炭素窒化物及び酸化物の存在を生じ、機械加工性に
悪影響を及ぼす。
この発明の原理を論証するように、機械加工性試験のた
め数種の溶解物がとかれれた。これら溶解物のための化
学組成及び溶体−処理温度から冷却におけるマルテンサ
イト開始温度及び計算％デルタフェライトが表−■に与
えられている。
め数種の溶解物がとかれれた。これら溶解物のための化
学組成及び溶体−処理温度から冷却におけるマルテンサ
イト開始温度及び計算％デルタフェライトが表−■に与
えられている。
溶解物■５４７はこのタイプの時効硬化ステンレス鋼の
ために代表的化学組成をもっている。他の８溶解物は現
発明の溶体−処理及び時効硬化ステンレス鋼の機械加工
性における炭素、窒素、及び硫黄の効果を確立するため
とかされた。これら熔解物で類似のオーステナイト−フ
ェライトバランス及び変態特性を保持するため、０．０
６％以下の炭素プラス窒素及び０．２１％コロンビウム
を含んでいる鋼のニッケル含量が僅かに増加された。
ために代表的化学組成をもっている。他の８溶解物は現
発明の溶体−処理及び時効硬化ステンレス鋼の機械加工
性における炭素、窒素、及び硫黄の効果を確立するため
とかされた。これら熔解物で類似のオーステナイト−フ
ェライトバランス及び変態特性を保持するため、０．０
６％以下の炭素プラス窒素及び０．２１％コロンビウム
を含んでいる鋼のニッケル含量が僅かに増加された。
溶体−処理温度から環境温度或はそれより僅に低く冷却
されたとき、全ての鋼は本質的に方程式（１）によりフ
ェライトを含まず、方程式（２）により完全にマルテン
サイトである。
されたとき、全ての鋼は本質的に方程式（１）によりフ
ェライトを含まず、方程式（２）により完全にマルテン
サイトである。
方程式（１）
％式％（）
方程式（２）
ｂ
Ｍｓ （” Ｆ）＝２２８０−２６２０（Ｃ＋Ｎ −−
）−１０２（Ｎｉ＋２Ｍｎ）−６６（Ｃｒ ＋ Ｍｏ）
−９７（Ｃｕ）表−■の溶解物５０ボンドが誘導溶融
され、鋳鉄金型に鋳込まれた。温度２１５０°Ｆから１
−Ａ−インチへ角形棒に鍛造後、棒は環境温度に空冷さ
れ、２時間１９００°Ｆで溶体−処理されそれから油で
冷却された。溶解物ｖ５９２、Ｖ５Ｏ３及び■５９４か
らのものを除いて、これら棒からの４−インチ長試料が
４時間１１５０°Ｆで時効され空冷された。類似の試料
が２時間１４００＠Ｆで加熱され環境温度に空冷され、
それから１１５０°Ｆで４時間再加熱され、空冷された
。
）−１０２（Ｎｉ＋２Ｍｎ）−６６（Ｃｒ ＋ Ｍｏ）
−９７（Ｃｕ）表−■の溶解物５０ボンドが誘導溶融
され、鋳鉄金型に鋳込まれた。温度２１５０°Ｆから１
−Ａ−インチへ角形棒に鍛造後、棒は環境温度に空冷さ
れ、２時間１９００°Ｆで溶体−処理されそれから油で
冷却された。溶解物ｖ５９２、Ｖ５Ｏ３及び■５９４か
らのものを除いて、これら棒からの４−インチ長試料が
４時間１１５０°Ｆで時効され空冷された。類似の試料
が２時間１４００＠Ｆで加熱され環境温度に空冷され、
それから１１５０°Ｆで４時間再加熱され、空冷された
。
表−■−時効硬化ステンレス鋼のドリル曳 ロエ主
Ｖ５４７ ０．０９６ ０．０１１ １０
０ １２９ １５８Ｖ５５１Ａ Ｏ，
０９）０．０３６１１５１３１１６３Ｖ５５１ ０
．０８３ ０．０３５ １２２ １３５
１６７Ｖ５９３ ０．０７３ ０．０２４
１１９Ｖ５９４ ０．０５７ ０．０２４
１３２Ｖ５５２Ａ Ｏ，０５００，０１４
１２８−１６２ｖ５９２ ０．０４６ ０．０２
５ １３６Ｖ５５２ ０．０３４ ０．０１
７ １４１ １３５ １６５Ｖ５５４
０．０３５ ０．０３０ １４４
１４１ １７０（標準時効硬化ステンレス鋼とし
て溶解物■５４７がえらばれた） 溶体−処理、１１５０°Ｆ及び１４００プラス１１５０
°Ｆが別々にトリル試験された。然しながら、溶体−処
理状態において溶解物■５４７が全３状態におけるＤＭ
Ｒを計算するため使用された 負荷７３２．２１ｂ 速度：２１０ｒｐｍ ０．３インチ穴深さ Ａ−インチ新高速鋼きり トリル機械加工性試験が、溶解物■５９２、Ｖ５Ｏ３及
びＶ２Ｏ３を除いて、溶体−処理状態において、又１１
５０”Ｆ時効状態及び１４００°Ｆプラス１１５０°Ｆ
時効状態において全９？８解物からの４インチ長並行生
地断面（４−１ｎｃｈ ｌｏｎｇｐａｒａｌｌｅｌ ｇ
ｒｏｕｎｄ ｂａｒ ５ｅｃｔｉｏｎ）で行われた。ド
リル機械加工性評価（ＤＭＲ）データーが表−■に示さ
れている。これらのデーターかられかるであろうように
、１４００°Ｆプラス１１５０°Ｆ時効状態が最良の機
械加工性を与え、溶体−処理状態が最低の機械加工性与
えている。３状態の各々において、ドリル機械加工性評
価により示されたように、機械加工性はミ炭素プラス窒
素含旦が減ぜられると改良する。然しなから、最も劇的
改良は溶体−処理状態における鋼でえられている。
０ １２９ １５８Ｖ５５１Ａ Ｏ，
０９）０．０３６１１５１３１１６３Ｖ５５１ ０
．０８３ ０．０３５ １２２ １３５
１６７Ｖ５９３ ０．０７３ ０．０２４
１１９Ｖ５９４ ０．０５７ ０．０２４
１３２Ｖ５５２Ａ Ｏ，０５００，０１４
１２８−１６２ｖ５９２ ０．０４６ ０．０２
５ １３６Ｖ５５２ ０．０３４ ０．０１
７ １４１ １３５ １６５Ｖ５５４
０．０３５ ０．０３０ １４４
１４１ １７０（標準時効硬化ステンレス鋼とし
て溶解物■５４７がえらばれた） 溶体−処理、１１５０°Ｆ及び１４００プラス１１５０
°Ｆが別々にトリル試験された。然しながら、溶体−処
理状態において溶解物■５４７が全３状態におけるＤＭ
Ｒを計算するため使用された 負荷７３２．２１ｂ 速度：２１０ｒｐｍ ０．３インチ穴深さ Ａ−インチ新高速鋼きり トリル機械加工性試験が、溶解物■５９２、Ｖ５Ｏ３及
びＶ２Ｏ３を除いて、溶体−処理状態において、又１１
５０”Ｆ時効状態及び１４００°Ｆプラス１１５０°Ｆ
時効状態において全９？８解物からの４インチ長並行生
地断面（４−１ｎｃｈ ｌｏｎｇｐａｒａｌｌｅｌ ｇ
ｒｏｕｎｄ ｂａｒ ５ｅｃｔｉｏｎ）で行われた。ド
リル機械加工性評価（ＤＭＲ）データーが表−■に示さ
れている。これらのデーターかられかるであろうように
、１４００°Ｆプラス１１５０°Ｆ時効状態が最良の機
械加工性を与え、溶体−処理状態が最低の機械加工性与
えている。３状態の各々において、ドリル機械加工性評
価により示されたように、機械加工性はミ炭素プラス窒
素含旦が減ぜられると改良する。然しなから、最も劇的
改良は溶体−処理状態における鋼でえられている。
類似の硫黄含量を有している溶解物■５４７、ける０、
０９６％の代表的水準から溶解物Ｖ５５２Ａにおける０
、 ０５０％に減することは溶体−処理状態において機
械加工性に約２８％の改良を生じる。炭素プラス窒素を
更に０．０３４％に残じることは機械加工性に４１％改
良を生じる。機械加工性改良における類似の増加が高硫
黄鋼■５５１、Ｖ５５１Ａ及び■５５４の炭素プラス窒
素含量を低めることから生じる。機械加工性改良におけ
る硫黄増加の知られた効果は溶解物Ｖ ５４７ （０，
０１１％Ｓ）及びＶ５５１Ａ （０，０３６％Ｓ）を比
較することにより証明されている。このようにして、こ
の発明により機械加工性が溶体−処理或は時効硬化状態
いずれかにおいて炭素プラス窒素を低水準で制御するこ
とにより鋼で改良される。
０９６％の代表的水準から溶解物Ｖ５５２Ａにおける０
、 ０５０％に減することは溶体−処理状態において機
械加工性に約２８％の改良を生じる。炭素プラス窒素を
更に０．０３４％に残じることは機械加工性に４１％改
良を生じる。機械加工性改良における類似の増加が高硫
黄鋼■５５１、Ｖ５５１Ａ及び■５５４の炭素プラス窒
素含量を低めることから生じる。機械加工性改良におけ
る硫黄増加の知られた効果は溶解物Ｖ ５４７ （０，
０１１％Ｓ）及びＶ５５１Ａ （０，０３６％Ｓ）を比
較することにより証明されている。このようにして、こ
の発明により機械加工性が溶体−処理或は時効硬化状態
いずれかにおいて炭素プラス窒素を低水準で制御するこ
とにより鋼で改良される。
更に発明を論証するために、レース切断具寿命試験が溶
解物■５９２、■５９３及び■５９４からのものを除い
て１−Ａインチ八角棒から作られたｌ−インチ丸溶体−
処理棒で行われた。レース切断具寿命試験で、突発工具
事故が種々の加工速度で発生する前に鋼から切断された
ウェハース数が機械加工性の測定として使用されている
。与えられた加工速度で切断されえるウェハース数が多
ければ、鋼の機械加工性は良好である。これらの試験に
使用された特定状態は次のようであった：溶体−処理１
インチ丸棒；切断工具はＡインチ平板Ａｌ５Ｉ Ｍ２
高速鋼であった；工具幾何学は０° トフブレーキ角、
１４°前方すきま角、３゛側面すきま角、０°切断角、
であった；供給速度は回転につきＯ，００２インチであ
った；そしてケロシン３部と混合されたダークスレービ
（ｄａｒｋｔｈｒｅａｄ）切断油２部が潤滑剤として使
用された。
解物■５９２、■５９３及び■５９４からのものを除い
て１−Ａインチ八角棒から作られたｌ−インチ丸溶体−
処理棒で行われた。レース切断具寿命試験で、突発工具
事故が種々の加工速度で発生する前に鋼から切断された
ウェハース数が機械加工性の測定として使用されている
。与えられた加工速度で切断されえるウェハース数が多
ければ、鋼の機械加工性は良好である。これらの試験に
使用された特定状態は次のようであった：溶体−処理１
インチ丸棒；切断工具はＡインチ平板Ａｌ５Ｉ Ｍ２
高速鋼であった；工具幾何学は０° トフブレーキ角、
１４°前方すきま角、３゛側面すきま角、０°切断角、
であった；供給速度は回転につきＯ，００２インチであ
った；そしてケロシン３部と混合されたダークスレービ
（ｄａｒｋｔｈｒｅａｄ）切断油２部が潤滑剤として使
用された。
加ニスピードは１分につき１００から１８０表面フィー
） （ｆｅｅｔ）であった。試験結果は表−■に示され
ている。低硫黄材質に対し表−■に存在するデーターか
らみられるであろうように、溶解物Ｖ５５２Ａ（０，０
５炭素ブー７ス窒素）及び■５５２（０，０３４％炭素
プラス窒素）が一般によい機械加工性を示している。即
ち溶解物Ｖ５４７（０，０９６％炭素プラス窒素）より
高加工速度で多くのウェハースを切断している。類似の
結果が高硫黄溶解物Ｖ５５１Ａ（０，０９１％炭素プラ
ス窒素）及びＶ５５４（０，０３５％炭素プラス窒素）
にえられた。
） （ｆｅｅｔ）であった。試験結果は表−■に示され
ている。低硫黄材質に対し表−■に存在するデーターか
らみられるであろうように、溶解物Ｖ５５２Ａ（０，０
５炭素ブー７ス窒素）及び■５５２（０，０３４％炭素
プラス窒素）が一般によい機械加工性を示している。即
ち溶解物Ｖ５４７（０，０９６％炭素プラス窒素）より
高加工速度で多くのウェハースを切断している。類似の
結果が高硫黄溶解物Ｖ５５１Ａ（０，０９１％炭素プラ
ス窒素）及びＶ５５４（０，０３５％炭素プラス窒素）
にえられた。
これらの材料を評価するため使用された加ニスピードに
おける広い変動により、一定の工具寿命判断基準が直接
に全６溶解物を比較するため開発された。これら溶解物
のための機械加工性データが線型回帰法により解析され
た。そして１０．２０．３０及び４０ウ工ハー切片をえ
るに要する加ニスピードが計算された。計算された結果
は表−■に与えられている。表−■からみられるであろ
うように、低及び高硫黄含量で発明鋼の炭素プラス窒素
含量を低めることは著しく加ニスピードを増し、機械加
工性の改良を示している：より高い硫黄鋼も改良された
機械加工性を与えている。
おける広い変動により、一定の工具寿命判断基準が直接
に全６溶解物を比較するため開発された。これら溶解物
のための機械加工性データが線型回帰法により解析され
た。そして１０．２０．３０及び４０ウ工ハー切片をえ
るに要する加ニスピードが計算された。計算された結果
は表−■に与えられている。表−■からみられるであろ
うように、低及び高硫黄含量で発明鋼の炭素プラス窒素
含量を低めることは著しく加ニスピードを増し、機械加
工性の改良を示している：より高い硫黄鋼も改良された
機械加工性を与えている。
表−■
溶体−処理時効硬化ステンレス鋼のための−貝、 工
凍庁 一定工具−寿命 Ｖ５４７ ０．０９６ ０．０１１ １０９ １０１
９７ ９５Ｌｏｗ Ｖ５５２Ａ
Ｏ，０５００，０１４１４２１３５１３１１２９
Ｓｕｌｆｕｒ Ｖ５５２ ０．０３４ ０．０１７
１５７ １５１ １４８ １４５Ｖ５５ＬＡ Ｏ，
０９）０．０３６１２２１！８ １１６ １１４１１ｉ
ｇｈ Ｖ３Ｓｉ ０．０８３ ０．０３５ １
２５ １２０ １１７ １１５Ｓｕｌｆｕｒ Ｖ５５
４ ０．０３５ ０．０３０ １６７ １５５ １４
８ １４３＊（ｓｆｍ）＝１分についての表面フィー・
ト切断工具寿命試験データからえられた線型回帰方程式
は次のようであづた： Ｖ（１０） ＝１７７−’、８９（ＸＣ＋ＺＮ）＋４４
９（ＸＳ）Ｖ（２０） ＝１６７−７３４（χＣ＋χ
Ｎ） ＋ ４５９ （ＸＳ）Ｖ（３０） ＝１６１−
７０３（ＸＣ＋χＮ） ＋４６２（ＸＳ）Ｖ（４０）
＝１５７−６８２（χＣ＋χＮ） ＋ ４６８ （Ｘ
Ｓ）こ−でＶ （１０）、Ｖ （２０）、Ｖ （３０）
及びＶ （４０）は夫々１０．２０．３０及び４０ウ工
ハー切片を生ずるに要した加ニスピードである。方程式
からみられるように、当量重量％基準で、発明された鋼
の炭素及び窒素含■を低下することは、硫黄含量を増加
することにより機械加工性を改良することにおいて、１
．５から１．７５倍効果的である。このようにして、よ
りよき機械加工性が、硫黄含量を増加することによるよ
りも発明鋼の炭素プラス窒素含量を減することにより充
分にえられえる。硫黄含量の効果は特に金型鋼において
重要である。低い硫黄含量はより少ない硫化物混合物及
びよりよき研摩性を生じる。硫黄に対する回帰係数のプ
ラス性により示されるように、より高い硫黄含量は更に
機械加工性を改良するであろう。このように、高硫黄含
量と共に低炭素プラス窒素含量の組合せは実質的に改良
された機械加工性を生じ、幾分減成された粘り強さ、腐
蝕抵抗、或は研摩性が耐えられえる施工に有用になろう
。
凍庁 一定工具−寿命 Ｖ５４７ ０．０９６ ０．０１１ １０９ １０１
９７ ９５Ｌｏｗ Ｖ５５２Ａ
Ｏ，０５００，０１４１４２１３５１３１１２９
Ｓｕｌｆｕｒ Ｖ５５２ ０．０３４ ０．０１７
１５７ １５１ １４８ １４５Ｖ５５ＬＡ Ｏ，
０９）０．０３６１２２１！８ １１６ １１４１１ｉ
ｇｈ Ｖ３Ｓｉ ０．０８３ ０．０３５ １
２５ １２０ １１７ １１５Ｓｕｌｆｕｒ Ｖ５５
４ ０．０３５ ０．０３０ １６７ １５５ １４
８ １４３＊（ｓｆｍ）＝１分についての表面フィー・
ト切断工具寿命試験データからえられた線型回帰方程式
は次のようであづた： Ｖ（１０） ＝１７７−’、８９（ＸＣ＋ＺＮ）＋４４
９（ＸＳ）Ｖ（２０） ＝１６７−７３４（χＣ＋χ
Ｎ） ＋ ４５９ （ＸＳ）Ｖ（３０） ＝１６１−
７０３（ＸＣ＋χＮ） ＋４６２（ＸＳ）Ｖ（４０）
＝１５７−６８２（χＣ＋χＮ） ＋ ４６８ （Ｘ
Ｓ）こ−でＶ （１０）、Ｖ （２０）、Ｖ （３０）
及びＶ （４０）は夫々１０．２０．３０及び４０ウ工
ハー切片を生ずるに要した加ニスピードである。方程式
からみられるように、当量重量％基準で、発明された鋼
の炭素及び窒素含■を低下することは、硫黄含量を増加
することにより機械加工性を改良することにおいて、１
．５から１．７５倍効果的である。このようにして、よ
りよき機械加工性が、硫黄含量を増加することによるよ
りも発明鋼の炭素プラス窒素含量を減することにより充
分にえられえる。硫黄含量の効果は特に金型鋼において
重要である。低い硫黄含量はより少ない硫化物混合物及
びよりよき研摩性を生じる。硫黄に対する回帰係数のプ
ラス性により示されるように、より高い硫黄含量は更に
機械加工性を改良するであろう。このように、高硫黄含
量と共に低炭素プラス窒素含量の組合せは実質的に改良
された機械加工性を生じ、幾分減成された粘り強さ、腐
蝕抵抗、或は研摩性が耐えられえる施工に有用になろう
。
又この発明の領域内であるクロム−ニッケル−銅時効効
果マルテンサイト鋼は、塩化物応力腐蝕クラブキングへ
の抵抗を改良することが発見されている。この利点を論
証するべくストリップ試料が、夫々炭素プラス窒素含量
０．０９６及び０．０９１％をもつ溶解物■５４７及び
Ｖ５５１Ａから；夫々０．０３４及び０．０３５％の炭
素プラス窒素含量をもつ溶解物■５５２及び■５５４か
ら調製され、ｊｌ［４５％塩化マグネシウムにおける屈
曲ビーム試験に供せられた。環境はしばしばステンレス
鋼の応力腐蝕クラブキングへの感受性を評価するため使
用されている。彼らが試験される前に、ストリップ試料
は１５分間１９００”Ｆで溶体−処理され、板は室温に
冷却され、それから４時間１１５０°Ｆで時効硬化され
た。試験中標本は、１１５０”Ｆで時効硬化さたとき１
）０．０００ｐｓｉ、即ち、これら鋼の代表的生成強度
の約９０％、に負荷された。
果マルテンサイト鋼は、塩化物応力腐蝕クラブキングへ
の抵抗を改良することが発見されている。この利点を論
証するべくストリップ試料が、夫々炭素プラス窒素含量
０．０９６及び０．０９１％をもつ溶解物■５４７及び
Ｖ５５１Ａから；夫々０．０３４及び０．０３５％の炭
素プラス窒素含量をもつ溶解物■５５２及び■５５４か
ら調製され、ｊｌ［４５％塩化マグネシウムにおける屈
曲ビーム試験に供せられた。環境はしばしばステンレス
鋼の応力腐蝕クラブキングへの感受性を評価するため使
用されている。彼らが試験される前に、ストリップ試料
は１５分間１９００”Ｆで溶体−処理され、板は室温に
冷却され、それから４時間１１５０°Ｆで時効硬化され
た。試験中標本は、１１５０”Ｆで時効硬化さたとき１
）０．０００ｐｓｉ、即ち、これら鋼の代表的生成強度
の約９０％、に負荷された。
発明の領域の外側の炭素プラス窒素含量をもっている溶
解物Ｖ５４７及びＶ５５１Ａからの屈曲ビーム試験標本
は夫々試験中１及び２時間、２及び３時間の間にひびわ
れた。著しく対照的に、発明の領域内の炭素プラス窒素
含量をもっている溶解物■５５２及び■５５４からの屈
曲ビーム試験標本は暴露の４２時間後ひびわれなかった
。このように、塩化物応力腐蝕への高抵抗が必要欠くこ
とのできない施工において、この発明の鋼はこのタイプ
の先行技術鋼を越える明瞭な利点をもっている。
解物Ｖ５４７及びＶ５５１Ａからの屈曲ビーム試験標本
は夫々試験中１及び２時間、２及び３時間の間にひびわ
れた。著しく対照的に、発明の領域内の炭素プラス窒素
含量をもっている溶解物■５５２及び■５５４からの屈
曲ビーム試験標本は暴露の４２時間後ひびわれなかった
。このように、塩化物応力腐蝕への高抵抗が必要欠くこ
とのできない施工において、この発明の鋼はこのタイプ
の先行技術鋼を越える明瞭な利点をもっている。
望まれた機械的性質、熱処理応答、機械加工性及び腐蝕
抵抗をえるため、この発明の綱の化学組成物は、本質的
にデルタフェライトを含まないように方程式（１）に、
及びマルテンサイト発生温度が約２５０°Ｆ以上である
ように方程式（２）にバランスされねばならない。又彼
らの化学組成の更にある種の制限が、良好な熱加工性、
熱処理応答及び他の性質を保持するのに必要欠くべから
ざるものである。時効硬化応答を与えるためのステンレ
ス鋼への有名な添加物、アルミニウムは、特定の高価あ
溶融及び精製技術が鋼を作るのに使用されないなら、発
明の鋼に加えられるべきでない。
抵抗をえるため、この発明の綱の化学組成物は、本質的
にデルタフェライトを含まないように方程式（１）に、
及びマルテンサイト発生温度が約２５０°Ｆ以上である
ように方程式（２）にバランスされねばならない。又彼
らの化学組成の更にある種の制限が、良好な熱加工性、
熱処理応答及び他の性質を保持するのに必要欠くべから
ざるものである。時効硬化応答を与えるためのステンレ
ス鋼への有名な添加物、アルミニウムは、特定の高価あ
溶融及び精製技術が鋼を作るのに使用されないなら、発
明の鋼に加えられるべきでない。
一般的溶融及び精製技術により作られた時効硬化ステン
レス鋼へのアルミニウム添加は工具摩耗を増すことによ
り機械加工性を損う硬い角状非金属性混合物の生成を鋼
に生じる。又混合物を含んでいるアルミニウムに対する
通常の群がる傾向は有害でありえる。このようにして、
発明鋼のアルミニウム含量は、真空溶融のような付加的
精製工程が使用されないなら、約０．０５％以下に制限
されねばならない。発明鋼の時効硬化応答を補うため、
ベリリウムが約０．５％までの量加えられるであろう。
レス鋼へのアルミニウム添加は工具摩耗を増すことによ
り機械加工性を損う硬い角状非金属性混合物の生成を鋼
に生じる。又混合物を含んでいるアルミニウムに対する
通常の群がる傾向は有害でありえる。このようにして、
発明鋼のアルミニウム含量は、真空溶融のような付加的
精製工程が使用されないなら、約０．０５％以下に制限
されねばならない。発明鋼の時効硬化応答を補うため、
ベリリウムが約０．５％までの量加えられるであろう。
更に発明鋼の熱加工性を改良するため、はう素が０．０
１％までの量加えられるであろう。
１％までの量加えられるであろう。
Claims (25)
- （１）溶体−処理及び時効硬化状態において改良された
機械加工性をもち、時効後応力腐蝕クラッキング抵抗を
もつことにより特徴づけられたクロム−ニッケル−銅時
効硬化マルテンサイト系ステンレス鋼であって、該鋼は
本質的に重量％で 炭素プラス窒素 ０．０８まで マンガン ８．０まで りん ０．０４０まで 硫黄 ０．１５まで けい素 １．０まで ニッケル ２．００から５．５０ クロム １１．００から１７．５０ モリブデン ３．０まで 銅 ２．００から５．００ コロンビウム １５×（Ｃ＋Ｎ）まで アルミニウム ０．０５まで 付随的不純物を含む鉄 残り よりなり、該鋼の組成で方程式（１）により本質的にデ
ルタフェライトを持たず、方程式（２）により１２１．
１℃（本質的に２５０°Ｆ）以上のＭ＿ｓ温度をもつよ
う均衡されている時効硬化ステンレス鋼。 - （２）０．０５までの炭素プラス窒素含量をもっている
特許請求の範囲第１項記載の鋼。 - （３）０．０３５までの炭素プラス窒素含量をもってい
る特許請求の範囲第１項記載の鋼。 - （４）０．０３０までの硫黄をもっている特許請求の範
囲第２項記載の鋼。 - （５）０．０３０までの硫黄をもっている特許請求の範
囲第３項記載の鋼。 - （６）溶体−処理及び時効硬化状態において改良された
機械加工性をもち、時効後応力腐蝕クラッキング抵抗を
もつことにより特徴づけられたクロム−ニッケル−銅時
効硬化マルテンサイト系ステンレス鋼であって、該鋼は
本質的に重量％で 炭素プラス窒素 ０．０８まで マンガン ２．０まで りん ０．０４０まで 硫黄 ０．１５まで けい素 １．０まで ニッケル ２．００から５．５０ クロム １１．００から１７．５０ モリブデン ０．５０まで 銅 ２．００から５．００ コロンビウム １５×（Ｃ＋Ｎ）まで アルミニウム ０．０５まで 付随的不純物を含む鉄 残り よりなり、該鋼の組成で方程式（１）に従って本質的に
デルタフェライトを持たず、方程式（２）に従って１２
１．１℃（２５０°Ｆ）以上のＭ＿ｓ温度をもつよう均
衡されている時効硬化ステンレス鋼。 - （７）０．０５までの炭素プラス窒素含量をもっている
特許請求の範囲第６項記載の鋼。 - （８）０．０３５までの炭素プラス窒素含量を持ってい
る特許請求の範囲第６項記載の鋼。 - （９）０．０３０までの硫黄をもっている特許請求の範
囲第７項記載の鋼。 - （１０）０．０３０までの硫黄をもっいる特許請求の範
囲第８項記載の鋼。 - （１１）溶体−処理及び時効硬化状態において改良され
た機械加工性をもち、時効後応力腐蝕クラッキング抵抗
をもつことにより特徴づけられたクロム−ニッケル−銅
時効硬化マルテンサイト系ステンレス鋼金型であって該
金型は本質的に重量％で 炭素プラス窒素 ０．０８まで マンガン ８．０まで りん ０．０４０まで 硫黄 ０．１５まで けい素 １．０まで ニッケル ２．００から５．５０ クロム １１．００から１７．５０ モリブデン ３．０まで 銅 ２．００から５．００ コロンビウム １５×（Ｃ＋Ｎ）まで アルミニウム ０．０５まで 付随的不純物をもつ鉄 残り よりなり、該金型の組成で本質的に方程式（１）に従っ
てデルタフェライトをもたず、方程式（２）に従って１
２１．１℃（２５０°Ｆ）以上のＭ＿ｓ温度をもつよう
均衡されている時効硬化ステンレス鋼金型。 - （１２）０．０５までの炭素プラス窒素含量をもってい
る特許請求の範囲第１１項記載の鋼金型。 - （１３）０．０３５までの炭素プラス窒素含量をもって
いる特許請求の範囲第１１項記載の鋼金型。 - （１４）０．０３０までの硫黄をもっている特許請求の
範囲第１２項記載の鋼金型。 - （１５）０．０３０までの硫黄をもっている特許請求の
範囲第１３項記載の鋼金型。 - （１６）溶体−処理及び時効硬化状態において改良され
た機械加工性をもち、時効後応力腐蝕クラッキング抵抗
をもつことにより特徴づけられたクロム−ニッケル−銅
時効硬化マルテンサイトステンレス鋼金型であって、該
金型は本質的に、重量％で 炭素プラス窒素 ０．０８まで マンガン ２．０まで りん ０．０４０まで 硫黄 ０．１５まで けい素 １．０まで ニッケル ２．００から５．５０ クロム １１．００から１７．５０ モリブデン ０．５０まで 銅 ２．００から５．００ コロンビウム １５×（Ｃ＋Ｎ）まで アルミニウム ０．０５まで 付随的不純物をもつ鉄 残り よりなり、該金型の組成で、本質的に方程式（１）に従
いデルタフェライトをもたず、方程式（２）に従い２５
０°Ｆ以上のＭ＿ｓ温度をもつよう均衡されている時効
硬化ステンレス鋼金型。 - （１７）０．０５までの炭素プラス窒素をもっている特
許請求の範囲第１６項記載の鋼金型。 - （１８）０．０３５までの炭素プラス窒素をもっている
特許請求の範囲第１６項記載の鋼金型。 - （１９）０．０３０までの硫黄をもっている特許請求の
範囲第１６項、第１７項及び第１８項いずれか１項に記
載の鋼金型。 - （２０）０．５までのベリリウムをもっている特許請求
の範囲第１項、第２項、第３項、第４項、第５項、第６
項、第７項、第８項、第９項又は第１０項のいずれか１
項に記載の鋼。 - （２１）０．５までのベリリウムをもっている特許請求
の範囲第１１項、第１２項、第１３項、第１４項、第１
５項、第１６項、第１７項、第１８項あるいは第１９項
のいずれか１項に記載の鋼金型。 - （２２）２．５０から３．５０のニッケル及び１１．０
０から１３．００のクロムをもっている特許請求の範囲
第１６項記載の鋼金型。 - （２３）０．０５までの炭素プラス窒素をもっている特
許請求の範囲第２２項記載の鋼金型。 - （２４）０．０３５までの炭素プラス窒素をもっている
特許請求の範囲第２２項記載の鋼金型。 - （２５）０．０３０までの硫黄をもっている特許請求の
範囲第２２項、第２３項或は第２４項いずれか１項に記
載の鋼金型。
Applications Claiming Priority (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| US06/898,487 US4769213A (en) | 1986-08-21 | 1986-08-21 | Age-hardenable stainless steel having improved machinability |
| US898487 | 1986-08-21 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6353246A true JPS6353246A (ja) | 1988-03-07 |
| JPH0372700B2 JPH0372700B2 (ja) | 1991-11-19 |
Family
ID=25409534
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP62200122A Granted JPS6353246A (ja) | 1986-08-21 | 1987-08-12 | 時効硬化ステンレス鋼 |
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| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US4769213A (ja) |
| EP (1) | EP0257780B1 (ja) |
| JP (1) | JPS6353246A (ja) |
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| CA (1) | CA1330629C (ja) |
| DE (1) | DE3782122T2 (ja) |
| ES (1) | ES2035070T3 (ja) |
| GR (1) | GR3006414T3 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH05279800A (ja) * | 1992-02-07 | 1993-10-26 | Hitachi Metals Ltd | 放電加工性および被切削性にすぐれた金型用鋼 |
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| US5447800A (en) * | 1993-09-27 | 1995-09-05 | Crucible Materials Corporation | Martensitic hot work tool steel die block article and method of manufacture |
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- 1987-07-20 DE DE8787306418T patent/DE3782122T2/de not_active Expired - Fee Related
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