JPWO2014203302A1

JPWO2014203302A1 - 析出硬化型ステンレス鋼及びステンレス鋼部品、並びに析出硬化型ステンレス鋼の製造方法

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Publication number: JPWO2014203302A1
Application number: JP2015522381A
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Inventors: 勇太田中; 功中野渡; 聰高橋
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Priority date: 2013-06-17
Filing date: 2013-06-17
Publication date: 2017-02-23
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Abstract

本発明に係る析出硬化型ステンレス鋼は、Ｃｒ：７質量％以上１７質量％以下、Ｎｉ：４質量％以上１４質量％以下、Ｔｉ：０．０５質量％以上５質量％以下、Ｓｉ：０質量％より大きく１．０質量％未満、Ｍｎ：０．０５質量％以上２．０質量％以下、Ｗ：０質量％より大きく０．６質量％以下、Ｖ：１．０質量％より大きく２．５質量％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる。

Description

本発明は、析出硬化型ステンレス鋼及びステンレス鋼部品に関する。

従来、航空機エンジンや航空機降着装置の構造部品等には、耐食性と機械的強度とに優れていることから高強度ステンレス鋼が適用されている。

特許文献１には、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｃｕ、Ｗ、ＳｎおよびＮｂを特定の比率で含有し、Ｎｉ含有率が０．５〜６．０質量％、Ｖ含有率が０．１質量％以下であり、ＮｉとＭｏの含有量が特定式の関係を満たし、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、特定の金属組織を有し、特定の耐力を有する耐火性に優れたマルテンサイト系ステンレス鋼材が記載されている。

特許文献２には、Ｃ、Ｎ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｃｕ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｃｏ、Ｗ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｙ、希土類金属、Ｂ、ＭｇおよびＣａを特定比率で含み、Ｎｉを０.６質量％を超え５.０質量％以下、Ｖを０.５質量％以下含有し、残部が不可避的不純物を除きＦｅの組成をもち、Ｘ＝Ｎｉ＋２.２５Ａｌ＋１.５Ｃｕで定義される強化指数Ｘが５.０〜９.０に調整され、最終熱処理状態で特定の析出物が特定の平均間隔で分散している熱処理強化型高強度フェライト系ステンレス鋼が記載されている。

特許文献３には、Ｃ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｃｕ、ＷおよびＡｌを特定比率で含有し、さらにＶを含有し、残りの本質的な鉄（Ｆｅ）ならびに付随する元素および不純物を含むステンレス鋼合金であって、合金が主として、本質的にトポロジカル最密（ＴＣＰ）金属間相を含まないラスマルテンサイト微小構造組織を有し、炭素（Ｃ）が主としてＴｉＣカーバイド粒子として分散されており、さらに主にＮｉ₃Ｔｉη相の金属間粒子の分散を強化相としてさらに含むステンレス鋼合金が記載されている。

特許文献４には、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｓ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｕ、Ｎ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｂ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔａを特定範囲の含有率で含有し、残部が実質的にＦｅからなり、各成分が特定の関係式を満たす靭性に優れた高強度析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼が記載されている。そして、ステンレス鋼は、良好な靭性、耐食性及び高強度を両立させることができ、船舶シャフトやプラスチック金型等の優れた耐食性と高強度を要する部材に最適であることが記載されている。

特開２００２−９７５５３号公報特開２００６−１９３７８９号公報特表２００８−５２８７９７号公報特開２００５−２９８８４０号公報

ところで、例えば、航空機エンジンや航空機降着装置の構造部品等におけるステンレス鋼部品の軽量化を図るためには、ステンレス鋼をより高強度化して比強度をより大きくする必要がある。しかしながら、従来のステンレス鋼では、特許文献１から４に記載されたステンレス鋼のように、機械的強度と延性とをバランスよく向上させて高強度化することは難しく、機械的強度を大きくすると延性が低下する可能性がある。

そこで、本発明の目的は、機械的強度と延性とをバランスよく向上させた析出硬化型ステンレス鋼及びステンレス鋼部品を提供することにある。

本発明に係る析出硬化型ステンレス鋼は、Ｃｒ：７質量％以上１７質量％以下、Ｎｉ：４質量％以上１４質量％以下、Ｔｉ：０．０５質量％以上５質量％以下、Ｓｉ：０質量％より大きく１．０質量％未満、Ｍｎ：０．０５質量％以上２．０質量％以下、Ｗ：０質量％より大きく０．６質量％以下、Ｖ：１．０質量％より大きく２．５質量％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなることを特徴とする。

本発明に係る析出硬化型ステンレス鋼において、Ｍｏ：０．１質量％以上４．０質量％以下を含有することが好ましい。

本発明に係る析出硬化型ステンレス鋼において、Ｃｏ：１．０質量％以上３．０質量％以下を含有することが好ましい。

本発明に係る析出硬化型ステンレス鋼において、Ｗ：０質量％より大きく０．３質量％以下、Ｖ：１．４質量％以上２．５質量％以下、Ｃｏ：１．０質量％以上２．０質量％以下を含有することが好ましい。

本発明に係る析出硬化型ステンレス鋼は、鍛造加工されていることが好ましい。

本発明に係る析出硬化型ステンレス鋼は、Ｃｒ：７質量％以上１７質量％以下、Ｎｉ：４質量％以上１４質量％以下、Ｔｉ：０．０５質量％以上５質量％以下、Ｖ：１．０質量％より大きく２．５質量％以下、Ｓｉ：０質量％より大きく１．０質量％未満、Ｍｎ：０．０５％以上２．０％以下、Ｍｏ：０．１質量％以上４．０質量％以下、Ｃｏ：１．０質量％以上３．０質量％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなることを特徴とする。

本発明に係る析出硬化型ステンレス鋼は、９００℃から１０００℃で溶体化処理した後に、４５０℃から５００℃で時効処理して形成されていることが好ましい。

本発明に係るステンレス鋼部品は、上記の析出硬化型ステンレス鋼で形成されていることを特徴とする。

上記構成によれば、機械的強度と延性とをバランスよく向上させた析出硬化型ステンレス鋼及びステンレス鋼部品を提供することができる。

本発明の実施の形態において、航空機エンジンや航空機降着装置の構造部品の構成を示す図である。本発明の実施の形態において、表１に示す実施例、比較例及び公知のステンレス鋼における引張強度と伸びとの関係を示すグラフである。本発明の実施の形態において、ステンレス鋼におけるＶの影響を示すグラフである。本発明の実施の形態において、ステンレス鋼におけるＷの影響を示すグラフである。本発明の実施の形態において、ステンレス鋼におけるＣｏの影響を示すグラフである。本発明の実施の形態において、ステンレス鋼の時効温度依存性を示すグラフである。

以下に本発明の実施の形態について図面を用いて詳細に説明する。

本発明に係る第１の析出硬化型ステンレス鋼は、Ｃｒ：７質量％以上１７質量％以下、Ｎｉ：４質量％以上１４質量％以下、Ｔｉ：０．０５質量％以上５質量％以下、Ｓｉ：０質量％より大きく１．０質量％未満、Ｍｎ：０．０５質量％以上２．０質量％以下、Ｗ：０質量％より大きく０．６質量％以下、Ｖ：１．０質量％より大きく２．５質量％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる析出硬化型ステンレス鋼である。

本発明に係る第１の析出硬化型ステンレス鋼は、Ｍｏ：０．１質量％以上４．０質量％以下を含有することが好ましく、Ｃｏ：１．０質量％以上３．０質量％以下を含有することがより好ましく、Ｗ：０質量％より大きく０．３質量％以下、Ｖ：１．４質量％以上２．５質量％以下、Ｃｏ：１．０質量％以上２．０質量％以下を含有することが更に好ましい。

次に、本発明に係る第１の析出硬化型ステンレス鋼を構成する各合金成分における組成範囲を限定した理由について説明する。

Ｃｒ（クロム）は、耐食性を向上させる元素である。Ｃｒが７質量％未満になると耐食性が低下し、Ｃｒが１７質量％を越えるとδフェライトを生成して熱間加工性と耐食性とが低下する可能性がある。したがって、Ｃｒの含有率は、７質量％以上１７質量％以下であることが好ましく、９質量％以上１５質量％以下であることがより好ましく、１１質量％以上１３質量％以下であることが更に好ましい。

Ｎｉ（ニッケル）は、機械的強度と靭性とを向上させる元素である。Ｎｉが４質量％未満になると機械的強度と靭性とが低下し、Ｎｉが１４質量％を越えると溶体化処理後に残留オーステナイトを多く含み機械的強度の低下が生じる可能性がある。したがって、Ｎｉの含有率は、４質量％以上１４質量％以下であることが好ましく、６質量％以上１２質量％以下であることがより好ましく、８質量％以上１０質量％以下であることが更に好ましい。

Ｔｉ（チタン）は、耐食性を向上させると共に、時効処理時にＮｉやＳｉ等と結びついて金属間化合物を形成し、機械的強度を向上させる元素である。Ｔｉが０．０５質量％未満になると耐食性が低下すると共に、金属間化合物の生成量の減少等により機械的強度が低下し、Ｔｉが５質量％を越えると金属間化合物の生成量の増加により延性が低下する可能性がある。したがって、Ｔｉの含有率は、０．０５質量％以上５質量％以下であることが好ましく、０．５質量％以上３質量％以下であることがより好ましく、１．０質量％以上２質量％以下であることが更に好ましい。

Ｓｉ（ケイ素）は、固溶強化元素であると共に、耐酸化性を向上させる元素である。また、Ｓｉは、時効処理時にＮｉやＴｉ等と結びついて金属間化合物を形成し、機械的強度を向上させる元素である。Ｓｉが０．１質量％未満になると機械的強度が低下し、Ｓｉが１．０質量％以上で延性の低下と、δフェライトの生成による熱間加工性と耐食性との低下が生じる可能性がある。したがって、Ｓｉの含有率は、０質量％より大きく１．０質量％未満であることが好ましく、０．２質量％以上０．７質量％以下であることがより好ましく、０．３質量％以上０．５質量％以下であることが更に好ましい。

Ｍｎ（マンガン）は、溶製時の脱酸剤として機能する元素である。Ｍｎが０．０５質量％未満になると脱酸効果が低下し、Ｍｎが２質量％を越えると凝固中にＳと結びついてＭｎＳを形成し、耐食性が低下する可能性がある。したがって、Ｍｎの含有率は、０．０５質量％以上２．０質量％以下であることが好ましく、０．１質量％以上１．０質量％以下であることがより好ましく、０．２質量％以上０．５質量％以下であることが更に好ましい。

Ｖ（バナジウム）は、強フェライト安定化元素であると共に、耐食性を向上させる元素である。また、Ｖは、結晶粒を微細化させて延性を向上させる元素である。Ｖが１．０質量％以下になると機械的強度が低下し、Ｖが２．５質量％を越えるとδフェライトの生成により、靭性、熱間加工性及び耐食性の低下が生じる可能性がある。したがって、Ｖの含有率は、１．０質量％より大きく２．５質量％以下であることが好ましく、１．４質量％以上２．５質量％以下であることがより好ましく、１．４質量％以上２．０質量％以下であることが更に好ましい。

Ｗ（タングステン）は、耐食性を向上させると共に、Ｆｅ_２Ｗを形成して機械的強度を向上させる元素である。また、Ｗは、Ｖと合わせて添加されることで、Ｖとの相互作用により機械的強度と延性とを向上させる元素である。更に、Ｗは、Ｍｏと合わせて添加されることで、Ｍｏとの相互作用により耐食性をより向上させる元素である。Ｗが０．６質量％を越えると機械的強度が低下する可能性がある。したがって、Ｗの含有率は、０質量％より大きく０．６質量％以下であることが好ましく、０質量％より大きく０．３質量％以下であることがより好ましい。

Ｍｏ（モリブデン）は、固溶強化元素であると共に、Ｆｅ_２Ｍｏを形成して機械的強度を向上させる元素である。また、Ｍｏは、耐食性を向上させる元素である。Ｍｏが０．１質量％未満になると耐食性や機械的強度が低下し、Ｍｏが４質量％を越えるとδフェライトの生成により靭性、熱間加工性及び耐食性の低下が生じる可能性がある。したがって、Ｍｏの含有率は、０．１質量％以上４．０質量％以下であることが好ましく、０．３質量％以上３．０質量％以下であることがより好ましく、０．５質量％以上３．０質量％以下であることが更に好ましい。

Ｃｏ（コバルト）は、固溶強化元素であると共に、時効処理により析出するη相（Ｎｉ_３Ａｌ）の粗大化を抑制する元素である。また、Ｃｏは、Ｍｏと合わせて添加されることで、Ｆｅ_２Ｍｏの析出を促進する機能を有している。Ｃｏが１．０質量％未満では機械的強度が低下し、Ｃｏが３．０質量％を越えると延性が低下する可能性がある。したがって、Ｃｏの含有率は、１．０質量％以上３．０質量％以下であることが好ましく、１．０質量％以上２．０質量％以下であることがより好ましい。

本発明に係る第１の析出硬化型ステンレス鋼には、更に、Ａｌ、ＣｕまたはＮｂを含有させるようにしてもよい。

Ａｌ（アルミニウム）は、溶製時の脱酸剤として機能する元素である。また、Ａｌは、Ｎｉと結合してＮｉ_３Ａｌを形成し、機械的強度を向上させる元素である。Ａｌが０．０１質量％未満になると脱酸効果が低下し、Ａｌが０．３質量％以上では延性が低下する可能性がある。したがって、Ａｌの含有率は、０．０１質量％以上０．３０質量％未満であることが好ましく、０．１０質量％以上０．２０質量％以下であることがより好ましく、０．１５質量％以上０．２０質量％以下であることが更に好ましい。

Ｃｕ（銅）は、固溶強化元素であると共に、析出強化元素である。また、Ｃｕは、塩素イオン（Ｃｌ⁻）、Ｈ_２Ｓを含む腐食環境において、耐食性及び耐応力腐食割れ性（耐ＳＣＣ性）を向上させる元素である。更に、Ｃｕは、Ａｌと伴に添加された場合に機械的強度を向上させる機能を有している。Ｃｕが０．１質量％未満になると機械的強度が低下し、Ｃｕが２質量％以上では熱間加工性及び靭性が低下する可能性がある。したがって、Ｃｕの含有率は、０．１質量％以上２．０質量％未満であることが好ましく、０．５質量％以上２．０質量％未満であることがより好ましく、１．０質量％以上２．０質量％未満であることが更に好ましい。

Ｎｂ（ニオブ）は、固溶強化元素であると共に、Ｎｉ_３Ａｌの析出を促進させて機械的強度を向上させる元素である。Ｎｂが０．１質量％未満になると機械的強度が低下し、Ｎｂが０．８質量％を超えると延性が低下する可能性がある。したがって、Ｎｂの含有率は、０．１質量％以上０．８質量％以下であることが好ましく、０．２質量％以上０．５質量％以下であることがより好ましく、０．３質量％以上０．４質量％以下であることが更に好ましい。

本発明に係る第１の析出硬化型ステンレス鋼に含まれる不可避的不純物について説明する。不可避的不純物とは、意図的に添加しなくても原料や製造工程等から混入する可能性がある不純物である。不可避的不純物としては、Ｃ、Ｐ、Ｓ、ＮまたはＯからなる不純物成分がある。

Ｃ（炭素）は、溶体化処理後の加工性を向上させるために、０．００５質量％以下であることが好ましく、０．００４質量％以下であることがより好ましい。Ｃが０．００５質量％を超えると、Ｍｏ_２Ｃ等の炭化物が結晶粒界に析出し、靭性、疲労強度及び溶接性を低下させる可能性があるからである。

Ｐ（リン）は、０．０３質量％以下であることが好ましく、０．０１質量％以下であることがより好ましく、０．００５質量％以下であることがさらに好ましい。Ｐが０．０３質量％を超えると、粒界偏析の影響により疲労強度および靱性が低下する可能性があるからである。

Ｓ（イオウ）は、０．００３質量％以下であることが好ましく、０．００２質量％以下であることがより好ましく、０．００１質量％以下であることがさらに好ましい。ＳはＭｎＳを形成し被削性を高めるが、Ｓが０．００３質量％を超えると靱性および疲労強度が低下する可能性があるからである。

Ｎ（窒素）は、０．０３質量％以下であることが好ましく、０．０１質量％以下であることがより好ましく、０．００１質量％以下であることがさらに好ましい。Ｎが０．０３質量％を超えると、靭性および疲労特性が低下する可能性があるからである。

Ｏ（酸素）は、０．０３質量％以下であることが好ましく、０．０２質量％以下であることがより好ましく、０．０１質量％以下であることがさらに好ましい。Ｏが０．０３質量％を超えると、ＳｉＯ_２、Ａｌ_２Ｏ_３などの非金属介在物を形成し、疲労強度が低下する可能性があるからである。

次に、本発明に係る第２の析出硬化型ステンレス鋼について説明する。本発明に係る第２の析出硬化型ステンレス鋼は、Ｃｒ：７質量％以上１７質量％以下、Ｎｉ：４質量％以上１４質量％以下、Ｔｉ：０．０５質量％以上５質量％以下、Ｖ：１．０質量％より大きく２．５質量％以下、Ｓｉ：０質量％より大きく１．０質量％未満、Ｍｎ：０．０５％以上２．０％以下、Ｍｏ：０．１質量％以上４．０質量％以下、Ｃｏ：１．０質量％以上３．０質量％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる析出硬化型ステンレス鋼である。

本発明に係る第２の析出硬化型ステンレス鋼は、Ｗを含まず、ＭｏとＣｏとを含有している点において本発明に係る第１の析出硬化型ステンレス鋼と相違している。本発明に係る第２の析出硬化型ステンレス鋼では、Ｗの代わりに、Ｍｏを０．１質量％以上４．０質量％以下、Ｃｏを１．０質量％以上３．０質量％以下で含有させることで、ＭｏとＣｏとの固溶強化等により機械的強度と延性とのバランスを向上させている。本発明に係る第２の析出硬化型ステンレス鋼を構成する各合金成分における組成範囲を限定した理由及び不可避的不純物については、本発明に係る第１の析出硬化型ステンレス鋼と同じである。

次に、本発明に係る第１及び第２の析出硬化型ステンレス鋼の製造方法について説明する。

初めに、原料となるステンレス鋼を真空誘導炉で溶解し、鋳造してインゴットを得る。または、スクラップおよび合金元素などの溶解原料をエルー式アーク炉で溶解および精錬し、得られた溶鋼を加熱装置および真空装置の付いた取鍋精錬炉に移して真空精錬し、鋳造してインゴットを得る。

次に、約１２００℃、約２４時間で焼鈍して均質化熱処理を施す。焼鈍したインゴットを、熱間加工、冷間加工、圧延加工、鍛造加工等により所望の製品形状に加工する。その後、９００℃から１０００℃で１時間程度の溶体化処理を行い、さらに４５０℃から５００℃で１時間から３００時間保持する時効処理を施す。４５０℃から５００℃で時効処理したときの析出硬化型ステンレス鋼の硬度は、例えば、ビッカース硬度で４５０ＨＶから６００ＨＶである。

時効処理については、５００℃で２時間から６時間保持することが好ましい。４５０℃や４７５℃で時効処理する場合には、５００℃で時効処理する場合よりも、時効時間が長くなると共に、硬度が高くなるので、延性が低下しやすくなるからである。また、５００℃で時効処理する場合には、２時間から６時間保持することにより最も時効効果が得られるからである。なお、５００℃で２時間から６時間保持した場合の析出硬化型ステンレス鋼の硬度は、例えば、ビッカース硬度で５００ＨＶ以上５１０ＨＶ以下である。

このようにして、本発明に係る第１及び第２の析出硬化型ステンレス鋼を得ることができる。本発明に係る第１及び第２の析出硬化型ステンレス鋼の金属組織は、残留オーステナイトを含有するマルテンサイト組織からなる。本発明に係る第１及び第２の析出硬化型ステンレス鋼では、炭素をほとんど含まないので残留オーステナイトの比率が小さくなり、例えば、残留オーステナイトについては８．０（Ｖｏｌ％）以下であり、１．３（Ｖｏｌ％）から８．０（Ｖｏｌ％）である。したがって、本発明に係る第１及び第２の析出硬化型ステンレス鋼によれば、残留オーステナイトの比率が小さいのでサブゼロ処理を必要とすることなく製造可能であり、製造工程を簡略化できる点でも優れている。また、本発明に係る第１及び第２の析出硬化型ステンレス鋼によれば、例えば、８．０（Ｖｏｌ％）以下であり、１．３（Ｖｏｌ％）から８．０（Ｖｏｌ％）の残留オーステナイトを含んでいるので、延性が改善され、機械的強度と延性とをバランスよく向上させることが可能になる。

本発明に係る第１及び第２の析出硬化型ステンレス鋼は、例えば、航空機エンジンや航空機降着装置の構造部品等のステンレス鋼部品に適用可能である。図１は、航空機エンジンや航空機降着装置の構造部品１０の構成を示す図である。航空機エンジンや航空機降着装置の構造部品１０は、一次構造部材１２ａ、１２ｂと、一次構造部材１２ａ、１２ｂを締結するピン・ボルト等の締結部材１４と、を備えている。本発明に係る第１及び第２の析出硬化型ステンレス鋼は、機械的強度と延性とをバランスよく向上させているので、一次構造部材１２ａ、１２ｂや締結部材１４の基材として好ましく用いることができる。

また、本発明に係る第１及び第２の析出硬化型ステンレス鋼は、ロケット用部品、ミサイル用部品、人工衛星用部品、遠心分離機用部材、自動車エンジンの無段変速機用部品、金型、ゴルフクラブヘッド等のステンレス鋼部品の素材としても適用可能である。

以上、本発明に係る第１及び第２の析出硬化型ステンレス鋼によれば、機械的強度と延性とがバランスよく向上されており、引張強度が１５５０ＭＰａ以上であり、且つ伸びが９％以上である析出硬化型ステンレス鋼を得ることが可能となる。その結果、析出硬化型ステンレス鋼の比強度がより大きくなり、航空機エンジンや航空機降着装置の構造部品等のステンレス鋼部品をより軽量化することが可能となる。

本発明に係る第１及び第２の析出硬化型ステンレス鋼によれば、炭素を殆ど含まないことから残留オーステナイトの比率が小さくなり、サブゼロ処理を行うことなく機械的強度と延性とをバランスよく向上させて高強度化することが可能であるので、製造工程が簡略化され、製造コストを低減することができる。

本発明に係る第１及び第２の析出硬化型ステンレス鋼によれば、炭素を殆ど含まないことから、炭化物が殆ど形成されないので、鋭敏化等が抑制され耐食性が向上する。また、本発明に係る第１及び第２の析出硬化型ステンレス鋼によれば、炭化物が殆ど形成されないので、溶体化処理後においても硬さが抑えられ容易に加工することができる。

表１に示す合金組成のステンレス鋼について引張試験を行い、機械的強度特性と延性とについて評価試験を実施した。実施例１から５、７から１１のステンレス鋼は本発明に係る第１の析出硬化型ステンレス鋼に対応し、実施例６のステンレス鋼は本発明に係る第２の析出硬化型ステンレス鋼に対応している。

まず、実施例１から９、比較例１から６の圧延材の製造方法について説明する。表１に示す合金組成のステンレス鋼をＡｒ雰囲気中で非消耗電極式アーク溶解炉を用いて溶解し、７００ｇのインゴットを溶製した。溶製したインゴット（厚さ２６ｍｍ）を、電気炉を用いて１２００℃、２４ｈで焼鈍して均質化熱処理を施した。そして、得られたインゴットを熱間圧延機を用いて１０００℃で熱間圧延（圧下率５０％）して、幅１１０ｍｍ×長さ６０ｍｍ×厚さ１３ｍｍの鋼板とした。得られた鋼板について、熱処理炉を用いて１０００℃で１ｈの溶体化処理を行い、さらに５００℃で５ｈの時効処理を行った。

次に、実施例１０から１１の鍛造材の製造方法について説明する。表１に示す合金組成のステンレス鋼を高周波真空溶解炉にて溶解し，インゴットを３０ｋｇ溶製した。溶製したインゴットを約φ１１０ｍｍｘ１５０ｍｍに切断後，電気炉を用いて１２００℃、２４ｈで焼鈍して均質化熱処理を施した。その後，自由鍛造によりインゴットを丸棒軸材に鍛伸した（加熱温度：１１００℃，鍛伸前直径：φ１１０ｍｍ，鍛伸後直径：φ３０ｍｍ，鍛練比：１３Ｓ）。得られた丸棒軸材について、熱処理炉を用いて１０００℃で１ｈの溶体化処理を行い、さらに５００℃で５ｈの時効処理を行った。

全ての実施例および比較例における時効処理後の不純物については、Ｃ含有率が０．００４質量％、Ｐ含有率が０．００２質量％未満、Ｓ含有率が０．００１質量％未満、Ｎ含有率が０．００１質量％未満、Ｏ含有率が０．０２質量％以下であった。Ｃ含有率およびＳ含有率については、高周波燃焼−赤外線吸収法によって測定した。Ｏ含有率については赤外線吸収法によって測定した。Ｎ含有率については熱伝導度法によって測定した。なお、ステンレス鋼の合金組成について、Ｓｉ含有率については二酸化ケイ素重量法で測定し、Ｃｒ、Ｎｉ等のその他の成分の含有率については誘導結合プラズマ発光分光分析法（ＩＣＰ−ＡＥＳ法）で測定した。

全ての実施例および比較例のステンレス鋼について引張試験を行い、引張強度（ＵＴＳ［ＭＰａ］）および伸び（ＥＬ［％］）を測定した。引張試験については、ＡＳＴＭ−Ｅ８Ｍの金属の引張試験方法に準じ、平行部径６ｍｍ試験片、標点距離を２５ｍｍとし、０．２％耐力までは０．５％／ｍｉｎ、０．２％耐力以降は５．０％／ｍｉｎの引張速度で行った。

図２は、表１に示す実施例、比較例及び公知のステンレス鋼における引張強度と伸びとの関係を示すグラフである。図２のグラフでは、横軸に伸び（％）を取り、縦軸に引張強度（ＭＰａ）を取り、実施例１から１１を黒丸で表し、比較例１から６を白丸で表し、公知のステンレス鋼を白三角形で表している。

公知のステンレス鋼としては、１７−４ＰＨ６３０（質量比で、Ｃ：０．０７％以下、Ｃｒ：１７％、Ｎｉ：４％、Ｃｕ：４％）、１５−５ＰＨ（質量比で、Ｃ：０．０７％以下、Ｃｒ：１５％、Ｎｉ：５％、Ｃｕ：３．５％）、ＭＡＲＶＡＬＸ１２（質量比で、Ｃ：０．０２％以下、Ｃｒ：１２％、Ｎｉ：９％、Ｍｏ：２％、Ａｌ：０．７％、Ｔｉ：０．３％）、ＰＨ１３−８Ｍｏ、Ｃｕｓｔｏｍ４５０を示している。

実施例１から１１のステンレス鋼では、引張強度が１５５０ＭＰａ以上であり、且つ伸びが９％以上であった。また、実施例２から３、５から９、１１のステンレス鋼では、引張強度が１６００ＭＰａ以上であり、且つ伸びが１０％以上であった。実施例１１のステンレス鋼では、引張強度が１６５０ＭＰａ以上であり、且つ伸びが１２％以上であった。図２のグラフから明らかなように、各実施例のステンレス鋼は、比較例のステンレス鋼や公知のステンレス鋼よりもグラフの右上側に位置しており、引張強度と伸びとがバランスよく向上していることがわかった。

次に、各合金元素の影響について評価した。

Ｖの影響について、実施例３から５と、比較例１から３に基づいて評価した。図３は、ステンレス鋼におけるＶの影響を示すグラフである。図３のグラフでは、横軸にＶの含有率（質量％）を取り、左縦軸に引張強度（ＭＰａ）を取り、右縦軸に伸び（％）を取り、引張強度を黒丸で表し、伸びを白丸で表している。なお、Ｖの含有率が０．０質量％の場合が比較例１に対応し、Ｖの含有率が０．５質量％の場合が比較例２に対応し、Ｖの含有率が１．０質量％の場合が比較例３に対応し、Ｖの含有率が１．４質量％の場合が実施例３に対応し、Ｖの含有率が２．０質量％の場合が実施例４に対応し、Ｖの含有率が２．５質量％の場合が実施例５に対応している。

引張強度については、Ｖの含有率が１．０質量％を超えると大きくなることがわかった。伸びについては、Ｖの含有率が１．０質量％を超えても殆ど低下しないことがわかった。Ｖの含有率が２．５質量％を超えるとδフェライトが生成しやすくなることから、Ｖの含有率は、１．０質量％より大きく２．５質量％以下であることが好ましく、１．４質量％以上２．５質量％以下であることがより好ましく、１．４質量％以上２．０質量％以下であることが更に好ましいことが明らかとなった。

Ｗの影響について、実施例３、６及び７に基づいて評価した。図４は、ステンレス鋼におけるＷの影響を示すグラフである。図４のグラフでは、横軸にＷの含有率（質量％）を取り、左縦軸に引張強度（ＭＰａ）を取り、右縦軸に伸び（％）を取り、引張強度を黒丸で表し、伸びを白丸で表している。なお、Ｗの含有率が０．０質量％の場合が実施例６に対応し、Ｗの含有率が０．３質量％の場合が実施例３に対応し、Ｗの含有率が０．６質量％の場合が実施例７に対応している。

引張強度については、Ｗの含有率が０．３質量％を超えると低下し始め、０．６質量％を超えると低下が大きくなることがわかった。伸びについては、Ｗの含有率が０．３質量％を超えても殆ど低下せず、０．６質量％を超えると低下し始めることがわかった。したがって、Ｗの含有率は、０質量％より大きく０．６質量％以下であることが好ましく、０質量％より大きく０．３質量％以下であることがより好ましいことが明らかとなった。

Ｍｏの影響について、実施例１、２に基づいて評価した。実施例１、２のステンレス鋼の引張強度と伸びとを比較すると、実施例２のステンレス鋼の引張強度と伸びは、実施例１のステンレス鋼よりも大きくなった。この結果から、Ｍｏを添加することにより引張強度と伸びとが向上することが明らかとなった。また、Ｍｏの影響については引張強度のほうが伸びよりも大きく、Ｍｏの固溶強化により引張強度が向上したと考えられる。

Ｃｏの影響について、実施例３、８及び９に基づいて評価した。図５は、ステンレス鋼におけるＣｏの影響を示すグラフである。図５のグラフでは、横軸にＣｏの含有率（質量％）を取り、左縦軸に引張強度（ＭＰａ）を取り、右縦軸に伸び（％）を取り、引張強度を黒丸で表し、伸びを白丸で表している。なお、Ｃｏの含有率が１質量％の場合が実施例８に対応し、Ｃｏの含有率が２質量％の場合が実施例３に対応し、Ｃｏの含有率が３質量％の場合が実施例９に対応している。

引張強度については、Ｃｏの含有率が１．０質量％未満になると引張強度が小さくなることがわかった。伸びについては、Ｃｏの含有率が２質量％を超えると低下し始め、３質量％を超えると低下が大きくなることがわかった。したがって、Ｃｏの含有率は、１．０質量％以上３．０質量％以下であることが好ましく、１．０質量％以上２．０質量％以下であることがより好ましいことが明らかとなった。

Ｓｉの影響について、実施例１及び比較例６に基づいて評価した。表１に示すように、実施例１及び比較例６のステンレス鋼の伸びから、Ｓｉが１．０質量％含有されると伸びが低下することがわかった。したがって、Ｓｉの含有率は０質量％より大きく１．０質量％未満が好ましく、０質量％より大きく０．３質量％以下であることがより好ましいことが明らかとなった。

Ａｌの影響について、実施例１及び比較例４に基づいて評価した。表１に示すように、実施例１及び比較例４のステンレス鋼の伸びを比較すると、Ａｌが０．３質量％含有すると伸びが低下することがわかった。したがって、Ａｌの含有率は０質量％より大きく０．３質量％未満が好ましいことが明らかになった。

Ｃｕの影響について、比較例４、５に基づいて検討した。表１に示すように、比較例４及び比較例５のステンレス鋼の伸びを比較すると、Ｃｕが２．０質量％含有すると伸びが低下することがわかった。したがって、Ｃｕの含有率は０質量％より大きく２．０質量％未満が好ましいことが明らかになった。

加工の影響について、実施例１、３、１０、１１に基づいて評価した。表１に示すように、実施例１、１０のステンレス鋼を比較すると、圧延よりも鍛造のほうが、引張強度がより大きくなることがわかった。また、実施例３、１１のステンレス鋼を比較すると、圧延よりも鍛造のほうが引張強度及び伸びが大きくなることがわかった。この結果から、圧延よりも鍛造のほうが機械的強度と延性とをバランスよく向上させるために好ましいことが明らかになった。また、実施例１０では引張強度のみが圧延材より向上し、実施例１１では、引張強度と伸びとが圧延材より向上していることから、ＭｏとＣｏとを同時添加して鍛造することにより、機械的強度と延性とを更に向上させることが可能であることがわかった。

実施例１、３における時効処理後の残留オーステナイト（残留γ）量（ｖｏｌ％）について、Ｘ線回折法によってγ―Ｆｅ〔（１１１）面、（２００）面、（２２０）面、（３１１）面〕／α―Ｆｅ〔（１１０）面、（２００）面、（２１１）面〕のピーク強度比から算出した。実施例１のステンレス鋼では、残留オーステナイト量が１．３（ｖｏｌ％）であり、実施例３のステンレス鋼では、残留オーステナイト量が８．０（ｖｏｌ％）であった。したがって、実施例１のステンレス鋼では、マルテンサイト量が９８．７（ｖｏｌ％）であり、実施例３のステンレス鋼では、マルテンサイト量が９２．０（ｖｏｌ％）であった。

この結果から、実施例１、３のステンレス鋼では、残留オーステナイト量が８．０（ｖｏｌ％）以下であり、１．３（ｖｏｌ％）から８．０（ｖｏｌ％）であることがわかった。また、実施例３のステンレス鋼のほうが実施例１のステンレス鋼より伸びが大きいことから、残留オーステナイト量が増えると延性が向上することがわかった。

時効処理条件の影響について検討を行った。実施例３のステンレス鋼と同じ合金組成のステンレス鋼について、４５０℃から５００℃で時効処理を行った。なお、時効処理条件以外については実施例３のステンレス鋼と同じ熱処理条件とした。図６は、ステンレス鋼の時効温度依存性を示すグラフである。図６のグラフでは、横軸に時効時間（ｈ）を取り、縦軸に硬度（ＨＶ）を取り、４５０℃の場合を白三角形で表し、４７５℃の場合を白丸で表し、５００℃の場合を黒丸で表している。硬度（ＨＶ）についてはビッカース硬度試験機で測定した。試験荷重については９８Ｎ（１０ｋｇｆ）とした。

４５０℃から５００℃で時効処理したときのステンレス鋼のビッカース硬度は、４５０ＨＶから６００ＨＶであった。時効温度５００℃の場合には２時間から６時間で最も硬度が高くなり、時効温度４７５℃の場合には、約３０時間で最も硬度が高くなり、時効温度４５０℃の場合には約３００時間で最も硬度が高くなることがわかった。また、４５０℃や４７５℃で時効処理した場合には、５００℃で時効処理する場合よりも、時効時間が長くなると共に、硬度が高くなった。５００℃で時効処理した場合には、時効時間が２時間から６時間でビッカース硬度が５００ＨＶ以上５１０ＨＶ以下であった。

以上の評価試験結果から、本発明に係る第１及び第２の析出硬化型ステンレス鋼によれば、引張強度と伸びとがバランスよく向上されており、引張強度が１５５０ＭＰａ以上であり、且つ伸びが９％以上である高強度ステンレス鋼を得られることが明らかとなった。

本発明の析出硬化型ステンレス鋼によれば、機械的強度と延性とをバランスよく向上させているので、航空機エンジンの構造材や締結部材等に有用である。

Claims

Ｃｒ：７質量％以上１７質量％以下、Ｎｉ：４質量％以上１４質量％以下、Ｔｉ：０．０５質量％以上５質量％以下、Ｓｉ：０質量％より大きく１．０質量％未満、Ｍｎ：０．０５質量％以上２．０質量％以下、Ｗ：０質量％より大きく０．６質量％以下、Ｖ：１．０質量％より大きく２．５質量％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなることを特徴とする析出硬化型ステンレス鋼。
請求項１に記載の析出硬化型ステンレス鋼であって、
Ｍｏ：０．１質量％以上４．０質量％以下を含有することを特徴とする析出硬化型ステンレス鋼。
請求項２に記載の析出硬化型ステンレス鋼であって、
Ｃｏ：１．０質量％以上３．０質量％以下を含有することを特徴とする析出硬化型ステンレス鋼。
請求項３に記載の析出硬化型ステンレス鋼であって、
Ｗ：０質量％より大きく０．３質量％以下、Ｖ：１．４質量％以上２．５質量％以下、Ｃｏ：１．０質量％以上２．０質量％以下を含有することを特徴とする析出硬化型ステンレス鋼。
請求項４に記載の析出硬化型ステンレス鋼であって、
鍛造加工されていることを特徴とする析出硬化型ステンレス鋼。
Ｃｒ：７質量％以上１７質量％以下、Ｎｉ：４質量％以上１４質量％以下、Ｔｉ：０．０５質量％以上５質量％以下、Ｖ：１．０質量％より大きく２．５質量％以下、Ｓｉ：０質量％より大きく１．０質量％未満、Ｍｎ：０．０５％以上２．０％以下、Ｍｏ：０．１質量％以上４．０質量％以下、Ｃｏ：１．０質量％以上３．０質量％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなることを特徴とする析出硬化型ステンレス鋼。
請求項１から６のいずれか１つに記載の析出硬化型ステンレス鋼であって、
９００℃から１０００℃で溶体化処理した後に、４５０℃から５００℃で時効処理して形成されていることを特徴とする析出硬化型ステンレス鋼。
請求項１から６のいずれか１つに記載の析出硬化型ステンレス鋼で形成されたことを特徴とするステンレス鋼部品。