JPS6365055A - 冷間鍛造用高硬度ステンレス鋼 - Google Patents
冷間鍛造用高硬度ステンレス鋼Info
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- JPS6365055A JPS6365055A JP21119186A JP21119186A JPS6365055A JP S6365055 A JPS6365055 A JP S6365055A JP 21119186 A JP21119186 A JP 21119186A JP 21119186 A JP21119186 A JP 21119186A JP S6365055 A JPS6365055 A JP S6365055A
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Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
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]
本発明は弁のシート、ベアリング等に用いられる焼なま
し状態で優れた冷間a速性を有し、かっ耐食性、耐摩耗
性、焼入硬化能が優れた冷間鋳造用高硬度ステンレス鋼
に関する。
し状態で優れた冷間a速性を有し、かっ耐食性、耐摩耗
性、焼入硬化能が優れた冷間鋳造用高硬度ステンレス鋼
に関する。
[従来の技術]
高硬度マルテンサイト系ステンレス鋼として、−最に5
US420J2(0,3C−13Cr)、5US440
C(IC−170r)が耐食性と高硬度を有することか
らシャフト弁のシート、ベアリング等に広く使用されて
いる。
US420J2(0,3C−13Cr)、5US440
C(IC−170r)が耐食性と高硬度を有することか
らシャフト弁のシート、ベアリング等に広く使用されて
いる。
しかし、前記5US420J2は焼なまし状態でH*8
88と比較的軟らかであるが、焼入状態ではHxC54
と高硬度が得られないものである。また、5US440
Cについては焼入状態でHRC61と高硬度を有するも
のであるが、焼きなまし状態ではHIB96と硬く冷間
加工が困難でとあるいう問題点があった。このように従
来鋼には冷間鍛造性、高硬度、耐食性のいずれをも満足
する鋼はなかった。
88と比較的軟らかであるが、焼入状態ではHxC54
と高硬度が得られないものである。また、5US440
Cについては焼入状態でHRC61と高硬度を有するも
のであるが、焼きなまし状態ではHIB96と硬く冷間
加工が困難でとあるいう問題点があった。このように従
来鋼には冷間鍛造性、高硬度、耐食性のいずれをも満足
する鋼はなかった。
[発明が解決しようとする問題点]
本発明は従来の高硬度マルテンサイト系ステンレス鋼の
前記のごとき問題点に鑑みてなされたもので、焼なまし
状態での冷間鍛造性を改善すると共に焼入れ状態での硬
さを高め、かっ耐食性についても従来鋼と劣らない冷間
鋳造用高硬度ステンレス鋼を提供することを目的とする
。
前記のごとき問題点に鑑みてなされたもので、焼なまし
状態での冷間鍛造性を改善すると共に焼入れ状態での硬
さを高め、かっ耐食性についても従来鋼と劣らない冷間
鋳造用高硬度ステンレス鋼を提供することを目的とする
。
[問題点を解決するための手段]
本発明の冷間鋳造用高硬度ステンレス鋼は、必須成分と
して重量比にしてC;0.48〜0.60%、Si;0
.50%以下、Mn:0.50%以下、S;o、o O
1〜0.010%、Cr;11.0〜12゜5%、N;
0.020%以下を含有し、さらに切削性を改善するた
めに必要に応じてpb:o、3o%以下、S、0.01
0〜0.050%以下、Se;0゜050%以下、Te
;0.050%以下、Zr;0.20%以下のうち1種
ないし2種以上を含有し、さらに冷間鍛造性を改善する
ために必要に応じてA1;O、o 20%以下、O,0
,0040X以下、S;0.001%以下とし、または
Si;0.20%以下、Mn;0.20%以下とし、さ
らに耐食性を改善するために必要に応じてMo;2.5
%以下、S;0゜001%以下を含有し、残部Feなら
びに不純物元素からなることを要旨とする。
して重量比にしてC;0.48〜0.60%、Si;0
.50%以下、Mn:0.50%以下、S;o、o O
1〜0.010%、Cr;11.0〜12゜5%、N;
0.020%以下を含有し、さらに切削性を改善するた
めに必要に応じてpb:o、3o%以下、S、0.01
0〜0.050%以下、Se;0゜050%以下、Te
;0.050%以下、Zr;0.20%以下のうち1種
ないし2種以上を含有し、さらに冷間鍛造性を改善する
ために必要に応じてA1;O、o 20%以下、O,0
,0040X以下、S;0.001%以下とし、または
Si;0.20%以下、Mn;0.20%以下とし、さ
らに耐食性を改善するために必要に応じてMo;2.5
%以下、S;0゜001%以下を含有し、残部Feなら
びに不純物元素からなることを要旨とする。
本発明者等は5US420J2および!3US440C
の前記のごとき欠点を克服するために、焼入硬さ、球状
化焼なまし硬さ、耐食性に及ぼす合金元素、熱処理条件
の影響について鋭意研究を重ねた結果、0%およびCr
量の最適含有量を新たに見出すことにより本発明を完成
するに至ったものである。
の前記のごとき欠点を克服するために、焼入硬さ、球状
化焼なまし硬さ、耐食性に及ぼす合金元素、熱処理条件
の影響について鋭意研究を重ねた結果、0%およびCr
量の最適含有量を新たに見出すことにより本発明を完成
するに至ったものである。
本発明者等は先ずCr量、0%と焼なまし状態での硬さ
の関係について調査した。その結果を第1図ニ示す、第
1図よりCr12.5%以下、C0゜6%以下にするこ
とにより、焼なまし硬さをHU884以下となし、優れ
た冷間鍛造性が得られることを見出した。
の関係について調査した。その結果を第1図ニ示す、第
1図よりCr12.5%以下、C0゜6%以下にするこ
とにより、焼なまし硬さをHU884以下となし、優れ
た冷間鍛造性が得られることを見出した。
次にCr量、0%と焼入硬さの関係について調査した。
その結果を第2図に示す、第2図より明らかなように、
Cを0.48%以上、Cr量を12゜5%以下とするこ
とにより、焼入硬さH*C60以上が得られ、高硬度が
確保できることを見出した。
Cを0.48%以上、Cr量を12゜5%以下とするこ
とにより、焼入硬さH*C60以上が得られ、高硬度が
確保できることを見出した。
さらに、Si、MnをS iO,20%以下、Mn0.
20%以下、NO,010%以下とすることにより、焼
なまし状態で非常にやわらかく、焼入状態ではSi、M
n、Nが焼入硬さに影響を与えないことを見出した。
20%以下、NO,010%以下とすることにより、焼
なまし状態で非常にやわらかく、焼入状態ではSi、M
n、Nが焼入硬さに影響を与えないことを見出した。
さらに本発明者等は焼入、焼もどし状態においてCr量
、C量と40℃における海水(5%NaCl+2%Ht
Oz )に対する腐食速度の関係を調査した。その結
果を第3図に示す、第3図よりCrを11%以上とする
ことにより、使用状態(焼入、焼もどし)での腐食速度
を2.8g/■”Hr以下とし、従来鋼と同等以上の耐
食性を得ることを見出だしたものである。
、C量と40℃における海水(5%NaCl+2%Ht
Oz )に対する腐食速度の関係を調査した。その結
果を第3図に示す、第3図よりCrを11%以上とする
ことにより、使用状態(焼入、焼もどし)での腐食速度
を2.8g/■”Hr以下とし、従来鋼と同等以上の耐
食性を得ることを見出だしたものである。
本発明はこれらの知見を基に、焼なまし状態で優れた冷
間鍛造性を有し、かつ焼入硬化能が著しく優れ耐食性も
優れた鋼を得るためのC,Si、Mn、Cr、Nの最適
含有量を見出だしたものである。
間鍛造性を有し、かつ焼入硬化能が著しく優れ耐食性も
優れた鋼を得るためのC,Si、Mn、Cr、Nの最適
含有量を見出だしたものである。
以下に本発明鋼の成分限定理由について詳しく説明する
。
。
C;0.48〜0.60%
Cは焼入硬さ1060以上を確保するに必要な元素であ
り、0.48%以上必要である。しかし、0.60%を
越えて含有させると、焼なまし状態での硬さ上昇により
、冷間鍛造性が低下するので、上限を0.60%とした
。
り、0.48%以上必要である。しかし、0.60%を
越えて含有させると、焼なまし状態での硬さ上昇により
、冷間鍛造性が低下するので、上限を0.60%とした
。
S i;0.50%以下
Siは脱酸に効果のある元素であるが、強力なフェライ
ト生成元素であり、また冷間鍛造性を低下させる元素で
もあり、その上限を0.50%とした。望ましくは、さ
らに優れた冷間鍛造性を得るためには0.20%以下と
することが好ましい。
ト生成元素であり、また冷間鍛造性を低下させる元素で
もあり、その上限を0.50%とした。望ましくは、さ
らに優れた冷間鍛造性を得るためには0.20%以下と
することが好ましい。
Mu;0.50%以下
Mnは脱酸に効果のある元素であると共に強力なオース
テナイト生成元素であるが、多量に含有すると焼なまし
状態での硬さが上昇するので、その上限を0.50%と
した。望ましくは、さらに優れた冷間鍛造性を得るため
には0.20%以下とすることが好ましい。
テナイト生成元素であるが、多量に含有すると焼なまし
状態での硬さが上昇するので、その上限を0.50%と
した。望ましくは、さらに優れた冷間鍛造性を得るため
には0.20%以下とすることが好ましい。
CrHll、0〜12.5%
Crはステンレス鋼の耐食性を付与する基本元素であり
、この効果を得るには11.0%以上含有させる必要が
あり、下限を11.0%とした。
、この効果を得るには11.0%以上含有させる必要が
あり、下限を11.0%とした。
しかし、Crを増加すると焼なまし状態での硬さ上昇が
あり、冷間鍛造性を損なうのでその上限を12.5%と
した。
あり、冷間鍛造性を損なうのでその上限を12.5%と
した。
N;0.020%以下
Nは焼なまし状態での硬さを高める元素であり、その含
有量を規制する必要があり、上限を0.020%とした
。望ましくは、さらに優れた冷間鍛造性を得るためには
0.010%以下とすることが好ましい。
有量を規制する必要があり、上限を0.020%とした
。望ましくは、さらに優れた冷間鍛造性を得るためには
0.010%以下とすることが好ましい。
S;0.001〜0.010%
SはM n Sを生成し冷間鍛造性を著しく低下させる
元素であり、その含有量を0.001〜0.010%と
した。
元素であり、その含有量を0.001〜0.010%と
した。
Pb、0.30%以下
pbは被剛性を改善する元素である。しかし、0.30
%を越えて含有すると、冷間鍛造性を阻害するため上限
を0.30%とした。
%を越えて含有すると、冷間鍛造性を阻害するため上限
を0.30%とした。
S;0.010〜0.050%
SはMnSを生成し被剛性を改善する元素であり、0.
010%以上含有する必要がある。しかし、多量に含有
すると冷間鍛造性、耐食性を阻害するので上限を0.0
50%とした。
010%以上含有する必要がある。しかし、多量に含有
すると冷間鍛造性、耐食性を阻害するので上限を0.0
50%とした。
A1.0.020%以下、O;0.0040%以下A1
.0はAltos等の酸化物を生成して冷間鍛造性を著
しく低下させる元素であり、その含有量の上限をAIo
、020%、00.0040%とした。
.0はAltos等の酸化物を生成して冷間鍛造性を著
しく低下させる元素であり、その含有量の上限をAIo
、020%、00.0040%とした。
Mo;2.5%以下
MOは耐食性を向上させる有効な元素であるが、フェラ
イト生成元素で焼入性を損なうので、その上限を2.5
%とした。
イト生成元素で焼入性を損なうので、その上限を2.5
%とした。
S、0.001%以下
Sはその含有量を低下させることにより耐食性を改善す
ることができる。優れた耐食性を得るため鎧は、0.0
01%以下にすることが望ましく、上限を0.001%
とした。
ることができる。優れた耐食性を得るため鎧は、0.0
01%以下にすることが望ましく、上限を0.001%
とした。
Se;0.050%以下、Te:0.050%以下Se
、Teは冷間fIi造性を損なわず、快削性を向上させ
る元素であるが、高価なためその上限をSe、Te共に
0.050%以下とした。
、Teは冷間fIi造性を損なわず、快削性を向上させ
る元素であるが、高価なためその上限をSe、Te共に
0.050%以下とした。
Zr;0.20%以下
Zrは快削性と結晶粒を微細化する元素であり、0.2
0%以下とした。
0%以下とした。
[実施例コ
次に本発明の特徴を従来鋼と比較鋼と比べて実施例でも
って明らかにする。
って明らかにする。
第1表はこれら供試鋼の化学成分(ffi量%)を示す
ものである。第1表においてA〜RfRは本発明鋼でA
−F鋼は第1発明鋼、G−L鋼は第2発明鋼、M−Of
14ハM3発明tJ4、Pa41m4発明fi、Q〜R
鋼は第5発明鋼である。また、5−Va4は比較鋼であ
って、S#1は0%が高(Cr%の低い鋼、TfRはC
r%の高い鋼、U鋼はCr%の低い鋼、■鋼は0%低く
Cr%の高い鋼である。wS−y鋼は従来鋼であり、W
*は5Us440c、X鋼は5US420J2、Y鋼は
5US403である。
ものである。第1表においてA〜RfRは本発明鋼でA
−F鋼は第1発明鋼、G−L鋼は第2発明鋼、M−Of
14ハM3発明tJ4、Pa41m4発明fi、Q〜R
鋼は第5発明鋼である。また、5−Va4は比較鋼であ
って、S#1は0%が高(Cr%の低い鋼、TfRはC
r%の高い鋼、U鋼はCr%の低い鋼、■鋼は0%低く
Cr%の高い鋼である。wS−y鋼は従来鋼であり、W
*は5Us440c、X鋼は5US420J2、Y鋼は
5US403である。
(以下余白)
第1表の供試鋼について880℃X4Hr保持し、冷却
速度20℃/Hrで600℃まで冷却し、次いで空冷と
いう条件で焼なましを施した。焼なまし硬さくHll
B )を測定すると共に、JISJ号試験片を作成して
引張強さ、伸び、絞りについて測定した。結果を第2表
に示す。
速度20℃/Hrで600℃まで冷却し、次いで空冷と
いう条件で焼なましを施した。焼なまし硬さくHll
B )を測定すると共に、JISJ号試験片を作成して
引張強さ、伸び、絞りについて測定した。結果を第2表
に示す。
(以下余白)
第2表より明らかなように、従来鋼であるW鋼は焼なま
し状態での硬さが1B96、また引張強さが78kgr
/■鳳2と高く、さらに絞りが37%と冷間鍛造性が劣
る6のである。また、比較鋼であるS、T、V鋼は焼な
まし硬さが浅B86〜89と高く、絞りも55〜58%
と低く冷間鍛造性が劣るものである。
し状態での硬さが1B96、また引張強さが78kgr
/■鳳2と高く、さらに絞りが37%と冷間鍛造性が劣
る6のである。また、比較鋼であるS、T、V鋼は焼な
まし硬さが浅B86〜89と高く、絞りも55〜58%
と低く冷間鍛造性が劣るものである。
これに対して本発明鋼であるA−R鋼は焼なまし状態で
の硬さが!−&B76〜84、引張強さが51〜57
k@f/ *vb2と低く、絞り値が68〜80%と高
く、冷間鍛造性が優れたものであることが確認された。
の硬さが!−&B76〜84、引張強さが51〜57
k@f/ *vb2と低く、絞り値が68〜80%と高
く、冷間鍛造性が優れたものであることが確認された。
次ぎに第1表の供試鋼について、1050℃×30分保
持し焼入く強制空冷)し、焼入硬さく1C)を測定した
0次いで170℃X90分焼もどしを行った後、耐食性
および旋削性について測定した。
持し焼入く強制空冷)し、焼入硬さく1C)を測定した
0次いで170℃X90分焼もどしを行った後、耐食性
および旋削性について測定した。
耐食性は40’Cの海水(5%NaCl+2%H! O
! )に浸漬し、腐食速度g/m”Hrを測定した。ま
た、切削性については、工具として超硬チップS T
i20を用い、切り込み深さ1輪転送り0.3−一/r
eマで旋削し、工具寿命試験を行い、従来鋼であるW鋼
を1とした指数で示した0以上の結果を第3表に示した
。
! )に浸漬し、腐食速度g/m”Hrを測定した。ま
た、切削性については、工具として超硬チップS T
i20を用い、切り込み深さ1輪転送り0.3−一/r
eマで旋削し、工具寿命試験を行い、従来鋼であるW鋼
を1とした指数で示した0以上の結果を第3表に示した
。
(以下余白)
第 3 表
第3*から明らかなように、焼入状態での硬さは従来鋼
のHIC45〜54に対して、本発明鋼であるA−R#
lは焼入状態での硬さが市C60〜61.5と優れたも
のである。また、耐食性については従来鋼であるW、X
、Y鋼の腐食減量は0゜22〜0.26g/m”Hrで
あるのに対して、比較鋼であろU#Iの腐食減量は0.
60g/麹2Hrと多く耐食性については低いものであ
る。これに対して本発明鋼であるA−R鋼は腐食減量で
0.15〜0.22g/−23rと耐食性について優れ
たものである。
のHIC45〜54に対して、本発明鋼であるA−R#
lは焼入状態での硬さが市C60〜61.5と優れたも
のである。また、耐食性については従来鋼であるW、X
、Y鋼の腐食減量は0゜22〜0.26g/m”Hrで
あるのに対して、比較鋼であろU#Iの腐食減量は0.
60g/麹2Hrと多く耐食性については低いものであ
る。これに対して本発明鋼であるA−R鋼は腐食減量で
0.15〜0.22g/−23rと耐食性について優れ
たものである。
[Q明の効果]
本発明は以上説明したように、高硬度マルテンサイト系
ステンレス鋼について、冷間鍛造性、高硬度、耐食性を
同時に満足するC、Si、 Mn、Cr、Nの最3!!
含有量を見出だしたものであって、さらに切削性、冷間
鍛造性、耐食性を改善するために必要な元素を添加しあ
るいは規制するものである0本発明鋼は焼なまし状態で
の硬さが)1*885以下と低く冷間鍛造性について優
れたものであリ、また焼入焼もどし状態での硬さが1(
zc59以上と高く、強度について優れており、その結
果本発明鋼は冷間鍛造性、高硬度、耐食性のいずれを°
も溝足するという優れた効果があり、弁のシート・シャ
フト、ベアリングなどに好適なマルテンザイト系ステン
レス渭である。
ステンレス鋼について、冷間鍛造性、高硬度、耐食性を
同時に満足するC、Si、 Mn、Cr、Nの最3!!
含有量を見出だしたものであって、さらに切削性、冷間
鍛造性、耐食性を改善するために必要な元素を添加しあ
るいは規制するものである0本発明鋼は焼なまし状態で
の硬さが)1*885以下と低く冷間鍛造性について優
れたものであリ、また焼入焼もどし状態での硬さが1(
zc59以上と高く、強度について優れており、その結
果本発明鋼は冷間鍛造性、高硬度、耐食性のいずれを°
も溝足するという優れた効果があり、弁のシート・シャ
フト、ベアリングなどに好適なマルテンザイト系ステン
レス渭である。
第1図はCfi、Cr量と焼なまし硬さの関係を示した
線図、第2図はC菫、C「量と焼入硬さの関係を示した
線図、第3図はC量、Cr量と焼入焼もどし状態での腐
食速度との関係を示した線図である。 第1図 Cr(/、)
線図、第2図はC菫、C「量と焼入硬さの関係を示した
線図、第3図はC量、Cr量と焼入焼もどし状態での腐
食速度との関係を示した線図である。 第1図 Cr(/、)
Claims (5)
- (1)重量比にしてC;0.48〜0.60%、Si;
0.50%以下、Mn;0.50%以下、S;0.00
1〜0.010%、Cr;11.0〜12.5%、N;
0.020%以下を含有し、残部Feならびに不純物元
素からなることを特徴とする冷間鍛造用高硬度ステンレ
ス鋼。 - (2)重量比にしてC;0.48〜0.60%、Si;
0.50%以下、Mn;0.50%以下、S;0.00
1〜0.010%、Cr;11.0〜12.5%、N;
0.020%以下を含有し、さらにPb;0.30%以
下、S;0.010〜0.050%以下、Se;0.0
50%以下、Te;0.050%以下、Zr;0.20
%以下のうち1種ないし2種以上を含有し、残部Feな
らびに不純物元素からなることを特徴とする冷間鍛造用
高硬度ステンレス鋼。 - (3)重量比にしてC;0.48〜0.60%、Si;
0.50%以下、Mn;0.50%以下、S;0.00
1〜0.010%、Cr;11.0〜12.5%、N;
0.020%以下を含有し、さらにAl;0.020%
以下、O;0.0040%以下、S;0.001%以下
とし、残部Feならびに不純物元素からなることを特徴
とする冷間鋳造用高硬度ステンレス鋼。 - (4)重量比にしてC;0.48〜0.60%、Si;
0.15%以下、Mn;0.15%以下、S;0.00
1〜0.010%、Cr;11.0〜12.5%、N;
0.007%以下を含有し、残部Feならびに不純物元
素からなることを特徴とする冷間鍛造用高硬度ステンレ
ス鋼。 - (5)重量比にしてC;0.48〜0.60%、Si;
0.50%以下、Mn;0.50%以下、S;0.00
1〜0.010%、Cr;11.0〜12.5%、N;
0.020%以下を含有し、さらにMo;2.5%以下
、S;0.001%以下を含有し、残部Feならびに不
純物元素からなることを特徴とする冷間鍛造用高硬度ス
テンレス鋼。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP61211191A JP2742578B2 (ja) | 1986-09-08 | 1986-09-08 | 冷間鍛造用高硬度ステンレス鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP61211191A JP2742578B2 (ja) | 1986-09-08 | 1986-09-08 | 冷間鍛造用高硬度ステンレス鋼 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS6365055A true JPS6365055A (ja) | 1988-03-23 |
JP2742578B2 JP2742578B2 (ja) | 1998-04-22 |
Family
ID=16601898
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP61211191A Expired - Fee Related JP2742578B2 (ja) | 1986-09-08 | 1986-09-08 | 冷間鍛造用高硬度ステンレス鋼 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JP2742578B2 (ja) |
Cited By (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH0387337A (ja) * | 1989-08-30 | 1991-04-12 | Nippon Steel Corp | 鉛快削マルテンサイト系ステンレス鋼鋳片およびその熱間圧延法 |
JP2001140034A (ja) * | 1999-09-03 | 2001-05-22 | Kiyohito Ishida | 快削合金材料 |
US7297214B2 (en) | 1999-09-03 | 2007-11-20 | Kiyohito Ishida | Free cutting alloy |
US7381369B2 (en) | 1999-09-03 | 2008-06-03 | Kiyohito Ishida | Free cutting alloy |
Citations (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS53114719A (en) * | 1977-03-18 | 1978-10-06 | Hitachi Metals Ltd | Steel for stainless razor blade with high heatttreated hardness |
JPS61147849A (ja) * | 1984-12-20 | 1986-07-05 | Nissan Motor Co Ltd | 非調質強靭鋼 |
-
1986
- 1986-09-08 JP JP61211191A patent/JP2742578B2/ja not_active Expired - Fee Related
Patent Citations (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS53114719A (en) * | 1977-03-18 | 1978-10-06 | Hitachi Metals Ltd | Steel for stainless razor blade with high heatttreated hardness |
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US7297214B2 (en) | 1999-09-03 | 2007-11-20 | Kiyohito Ishida | Free cutting alloy |
US7381369B2 (en) | 1999-09-03 | 2008-06-03 | Kiyohito Ishida | Free cutting alloy |
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Publication number | Publication date |
---|---|
JP2742578B2 (ja) | 1998-04-22 |
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