WO2014203302A1 - 析出硬化型ステンレス鋼及びステンレス鋼部品 - Google Patents

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stainless steel
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precipitation hardening
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勇太 田中
功 中野渡
聰 高橋
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株式会社Ihi
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Definitions

  • the present invention relates to precipitation hardening stainless steel and stainless steel parts.
  • Patent Document 1 contains C, Si, Mn, P, S, Cr, Mo, N, Al, Ti, Cu, W, Sn, and Nb in a specific ratio, and the Ni content is 0.5 to 6 0.0 mass%, the V content is 0.1 mass% or less, the contents of Ni and Mo satisfy the relationship of the specific formula, the balance consists of Fe and inevitable impurities, and has a specific metal structure, A martensitic stainless steel material having a specific proof stress and excellent fire resistance is described.
  • Patent Document 2 specifies C, N, Si, Mn, P, S, Cr, Nb, Cu, Al, Ti, Mo, Co, W, Zr, Ta, Y, rare earth metal, B, Mg and Ca
  • Ni is more than 0.6% by mass and 5.0% by mass or less
  • V is 0.5% by mass or less
  • the balance Fe except for inevitable impurities
  • X Ni + 2.25Al + 1.
  • a heat-strengthening-type high-strength ferritic stainless steel is described in which the strengthening index X defined by 5Cu is adjusted to 5.0 to 9.0 and specific precipitates are dispersed at specific average intervals in the final heat treatment state. ing.
  • Patent Document 3 contains C, Co, Ni, Cr, Mo, Ti, Cu, W, and Al in a specific ratio, and further contains V, and the remaining essential iron (Fe) and accompanying elements and A stainless steel alloy containing impurities, the alloy mainly having a lath martensite microstructure with essentially no topological close-packed (TCP) intermetallic phase, and carbon (C) dispersed mainly as TiC carbide particles Further, there is described a stainless steel alloy that further includes mainly a dispersion of intermetallic particles of a Ni 3 Ti ⁇ phase as a strengthening phase.
  • Patent Document 4 contains C, Si, Mn, S, Ni, Cr, Mo, W, Cu, N, Al, Ti, B, Nb, V, and Ta in a specific range, and the balance is substantially
  • a high-strength precipitation-hardening martensitic stainless steel is described which is made of Fe and excellent in toughness in which each component satisfies a specific relational expression. It is described that stainless steel can achieve both good toughness, corrosion resistance, and high strength, and is optimal for a member that requires excellent corrosion resistance and high strength, such as a ship shaft and a plastic mold.
  • an object of the present invention is to provide a precipitation hardening stainless steel and a stainless steel part in which mechanical strength and ductility are improved in a balanced manner.
  • the precipitation hardening type stainless steel according to the present invention has Cr: 7% by mass to 17% by mass, Ni: 4% by mass to 14% by mass, Ti: 0.05% by mass to 5% by mass, Si: 0% by mass. Greater than 1.0% and less than 1.0% by mass, Mn: 0.05% by mass or more and 2.0% by mass or less, W: greater than 0% by mass and 0.6% by mass or less, V: greater than 1.0% by mass 5 mass% or less is contained, and the remainder consists of Fe and an unavoidable impurity.
  • the precipitation hardening type stainless steel according to the present invention it is preferable to contain Mo: 0.1% by mass or more and 4.0% by mass or less.
  • the precipitation hardening stainless steel according to the present invention it is preferable to contain Co: 1.0% by mass or more and 3.0% by mass or less.
  • W greater than 0% by mass and 0.3% by mass or less
  • V 1.4% by mass to 2.5% by mass
  • Co 1.0% by mass to 2. It is preferable to contain 0 mass% or less.
  • the precipitation hardening stainless steel according to the present invention is preferably forged.
  • the precipitation hardening type stainless steel according to the present invention has Cr: 7% by mass to 17% by mass, Ni: 4% by mass to 14% by mass, Ti: 0.05% by mass to 5% by mass, V: 1. More than 0% by mass and less than 2.5% by mass, Si: more than 0% by mass and less than 1.0% by mass, Mn: 0.05% to 2.0%, Mo: 0.1% to 4.0% It is characterized by containing not more than mass%, Co: 1.0 mass% or more and 3.0 mass% or less, and the balance consists of Fe and inevitable impurities.
  • the precipitation hardening stainless steel according to the present invention is preferably formed by solution treatment at 900 ° C. to 1000 ° C. and then aging treatment at 450 ° C. to 500 ° C.
  • the stainless steel part according to the present invention is characterized by being formed of the above precipitation hardening type stainless steel.
  • it is a figure which shows the structure of the structural component of an aircraft engine or an aircraft landing gear.
  • it is a graph which shows the relationship between the tensile strength and elongation in the Example shown in Table 1, a comparative example, and well-known stainless steel.
  • it is a graph which shows the influence of V in stainless steel.
  • it is a graph which shows the influence of W in stainless steel.
  • it is a graph which shows the influence of Co in stainless steel.
  • it is a graph which shows the aging temperature dependence of stainless steel.
  • the first precipitation hardening stainless steel according to the present invention includes Cr: 7% by mass to 17% by mass, Ni: 4% by mass to 14% by mass, Ti: 0.05% by mass to 5% by mass, Si : Greater than 0% by mass and less than 1.0% by mass, Mn: 0.05% by mass to 2.0% by mass, W: greater than 0% by mass and 0.6% by mass or less, V: from 1.0% by mass It is a precipitation hardening type stainless steel containing a large amount of 2.5% by mass or less and the balance being Fe and inevitable impurities.
  • the first precipitation hardening stainless steel according to the present invention preferably contains Mo: 0.1% by mass or more and 4.0% by mass or less, and Co: 1.0% by mass or more and 3.0% by mass or less. More preferably, W: greater than 0% by mass and 0.3% by mass or less, V: 1.4% by mass to 2.5% by mass, Co: 1.0% by mass to 2.0% by mass It is still more preferable to contain.
  • Cr Cr
  • Cr chromium
  • the Cr content is preferably 7% by mass or more and 17% by mass or less, more preferably 9% by mass or more and 15% by mass or less, and further more preferably 11% by mass or more and 13% by mass or less. preferable.
  • Ni nickel is an element that improves mechanical strength and toughness. If Ni is less than 4% by mass, the mechanical strength and toughness are lowered, and if Ni exceeds 14% by mass, a large amount of retained austenite may be contained after the solution treatment, resulting in a decrease in mechanical strength. Therefore, the Ni content is preferably 4% by mass or more and 14% by mass or less, more preferably 6% by mass or more and 12% by mass or less, and further more preferably 8% by mass or more and 10% by mass or less. preferable.
  • Ti titanium is an element that improves the corrosion resistance and forms an intermetallic compound in combination with Ni, Si, or the like during aging treatment, thereby improving mechanical strength.
  • Ti is less than 0.05% by mass, the corrosion resistance is lowered, and the mechanical strength is lowered due to a decrease in the amount of intermetallic compound produced.
  • Ti exceeds 5% by mass, the amount of produced intermetallic compound is increased. Ductility may be reduced. Therefore, the Ti content is preferably 0.05% by mass or more and 5% by mass or less, more preferably 0.5% by mass or more and 3% by mass or less, and 1.0% by mass or more and 2% by mass or less. More preferably, it is as follows.
  • Si is a solid solution strengthening element and an element that improves oxidation resistance.
  • Si is an element that forms an intermetallic compound in combination with Ni, Ti, or the like during aging treatment, and improves mechanical strength.
  • the content of Si is preferably greater than 0% by mass and less than 1.0% by mass, more preferably 0.2% by mass or more and 0.7% by mass or less, and 0.3% by mass or more. More preferably, it is 0.5 mass% or less.
  • Mn manganese
  • MnS manganese
  • the content of Mn is preferably 0.05% by mass or more and 2.0% by mass or less, more preferably 0.1% by mass or more and 1.0% by mass or less, and 0.2% by mass. More preferably, it is 0.5 mass% or less.
  • V (Vanadium) is a strong ferrite stabilizing element and an element that improves corrosion resistance. V is an element that refines crystal grains to improve ductility. When V is 1.0% by mass or less, the mechanical strength is lowered, and when V exceeds 2.5% by mass, the toughness, hot workability and corrosion resistance may be lowered due to the formation of ⁇ ferrite. Therefore, the content of V is preferably greater than 1.0% by mass and 2.5% by mass or less, more preferably 1.4% by mass or more and 2.5% by mass or less, and 1.4% by mass. % To 2.0% by mass is more preferable.
  • W tungsten
  • W is an element that improves the corrosion resistance and also improves the mechanical strength by forming Fe 2 W. Further, W is an element that improves mechanical strength and ductility due to interaction with V when added together with V. Further, W is an element that is added together with Mo to further improve the corrosion resistance by interaction with Mo. If W exceeds 0.6% by mass, the mechanical strength may decrease. Therefore, the W content is preferably greater than 0% by mass and equal to or less than 0.6% by mass, and more preferably greater than 0% by mass and equal to or less than 0.3% by mass.
  • Mo molybdenum
  • Mo is a solid solution strengthening element and is an element that improves the mechanical strength by forming Fe 2 Mo.
  • Mo is an element that improves corrosion resistance. If the Mo content is less than 0.1% by mass, the corrosion resistance and mechanical strength may decrease, and if the Mo content exceeds 4% by mass, the toughness, hot workability, and corrosion resistance may decrease due to the formation of ⁇ ferrite. Therefore, the Mo content is preferably 0.1% by mass or more and 4.0% by mass or less, more preferably 0.3% by mass or more and 3.0% by mass or less, and 0.5% by mass. More preferably, it is 3.0 mass% or less.
  • Co is a solid solution strengthening element and an element that suppresses the coarsening of the ⁇ phase (Ni 3 Al) deposited by aging treatment. Moreover, Co has the function of promoting precipitation of Fe 2 Mo by being added together with Mo. If Co is less than 1.0% by mass, the mechanical strength is lowered, and if Co exceeds 3.0% by mass, the ductility may be lowered. Therefore, the Co content is preferably 1.0% by mass or more and 3.0% by mass or less, and more preferably 1.0% by mass or more and 2.0% by mass or less.
  • the first precipitation hardening stainless steel according to the present invention may further contain Al, Cu, or Nb.
  • Al is an element that functions as a deoxidizer during melting.
  • Al is an element that combines with Ni to form Ni 3 Al to improve mechanical strength.
  • the Al content is preferably 0.01% by mass or more and less than 0.30% by mass, more preferably 0.10% by mass or more and 0.20% by mass or less, and 0.15% by mass. More preferably, it is 0.20 mass% or less.
  • Cu is a solid solution strengthening element and a precipitation strengthening element.
  • Cu is an element that improves corrosion resistance and stress corrosion cracking resistance (SCC resistance) in a corrosive environment containing chlorine ions (Cl ⁇ ) and H 2 S. Further, Cu has a function of improving mechanical strength when added together with Al. When Cu is less than 0.1% by mass, the mechanical strength is lowered, and when Cu is 2% by mass or more, hot workability and toughness may be lowered. Therefore, the Cu content is preferably 0.1% by mass or more and less than 2.0% by mass, more preferably 0.5% by mass or more and less than 2.0% by mass, and 1.0% by mass. More preferably, it is less than 2.0 mass%.
  • Nb niobium
  • the Nb content is preferably 0.1% by mass or more and 0.8% by mass or less, more preferably 0.2% by mass or more and 0.5% by mass or less, and 0.3% by mass. More preferably, it is 0.4 mass% or less.
  • Inevitable impurities are impurities that may be mixed in from raw materials, manufacturing processes, etc. without intentional addition.
  • an unavoidable impurity there is an impurity component composed of C, P, S, N or O.
  • C (carbon) is preferably 0.005% by mass or less, and more preferably 0.004% by mass or less in order to improve the workability after the solution treatment. This is because if C exceeds 0.005% by mass, carbides such as Mo 2 C are precipitated at the grain boundaries, and the toughness, fatigue strength, and weldability may be reduced.
  • P phosphorus
  • P is preferably 0.03% by mass or less, more preferably 0.01% by mass or less, and further preferably 0.005% by mass or less. This is because if P exceeds 0.03 mass%, fatigue strength and toughness may be reduced due to the effect of grain boundary segregation.
  • S (sulfur) is preferably 0.003% by mass or less, more preferably 0.002% by mass or less, and further preferably 0.001% by mass or less. This is because S forms MnS to improve machinability, but if S exceeds 0.003 mass%, the toughness and fatigue strength may decrease.
  • N nitrogen
  • nitrogen is preferably 0.03% by mass or less, more preferably 0.01% by mass or less, and further preferably 0.001% by mass or less. This is because if N exceeds 0.03% by mass, the toughness and fatigue characteristics may deteriorate.
  • O oxygen
  • SiO 2 and Al 2 O 3 are formed, and the fatigue strength may be reduced.
  • the second precipitation hardening stainless steel according to the present invention includes Cr: 7% by mass to 17% by mass, Ni: 4% by mass to 14% by mass, Ti: 0.05% by mass to 5% by mass, V : More than 1.0% by mass and less than 2.5% by mass, Si: more than 0% by mass and less than 1.0% by mass, Mn: 0.05% or more and 2.0% or less, Mo: 0.1% by mass or more It is a precipitation hardening stainless steel containing 4.0% by mass or less, Co: 1.0% by mass or more and 3.0% by mass or less, with the balance being Fe and inevitable impurities.
  • the second precipitation hardening stainless steel according to the present invention is different from the first precipitation hardening stainless steel according to the present invention in that it does not contain W and contains Mo and Co.
  • Mo is contained in an amount of 0.1% by mass to 4.0% by mass
  • Co is contained in an amount of 1.0% by mass to 3.0% by mass in place of W.
  • stainless steel as a raw material is melted in a vacuum induction furnace and cast to obtain an ingot.
  • melting raw materials such as scraps and alloy elements are melted and refined in an elu type arc furnace, and the obtained molten steel is transferred to a ladle refining furnace equipped with a heating device and a vacuum device, vacuum refined, cast, and ingot obtain.
  • the annealed ingot is processed into a desired product shape by hot working, cold working, rolling, forging, or the like. Thereafter, a solution treatment is performed at 900 to 1000 ° C. for about 1 hour, and an aging treatment is performed at 450 to 500 ° C. for 1 to 300 hours.
  • the hardness of the precipitation hardening stainless steel when aging is performed at 450 ° C. to 500 ° C. is, for example, 450 HV to 600 HV in terms of Vickers hardness.
  • the aging treatment is preferably held at 500 ° C. for 2 to 6 hours. This is because when the aging treatment is performed at 450 ° C. or 475 ° C., the aging time becomes longer and the hardness becomes higher than in the case of aging treatment at 500 ° C., so that the ductility is easily lowered. In addition, in the case of aging treatment at 500 ° C., the aging effect is most obtained by holding for 2 to 6 hours.
  • the hardness of the precipitation hardening stainless steel when held at 500 ° C. for 2 to 6 hours is, for example, 500 HV or more and 510 HV or less in terms of Vickers hardness.
  • the metal structures of the first and second precipitation hardening stainless steels according to the present invention are composed of martensite structures containing residual austenite.
  • the ratio of retained austenite is small because it contains almost no carbon.
  • the retained austenite is 8.0 (Vol%) or less. 3 (Vol%) to 8.0 (Vol%). Therefore, according to the first and second precipitation hardening stainless steels according to the present invention, since the ratio of retained austenite is small, it can be manufactured without requiring sub-zero treatment, and it is excellent in that the manufacturing process can be simplified. ing.
  • the 1st and 2nd precipitation hardening type stainless steel which concerns on this invention, it is 8.0 (Vol%) or less, for example, 1.3 (Vol%) to 8.0 (Vol%) Since the retained austenite is included, ductility is improved, and mechanical strength and ductility can be improved in a balanced manner.
  • FIG. 1 is a diagram showing a configuration of a structural component 10 of an aircraft engine or an aircraft landing gear.
  • the structural component 10 of an aircraft engine or an aircraft landing gear includes primary structural members 12a and 12b and fastening members 14 such as pins and bolts that fasten the primary structural members 12a and 12b. Since the first and second precipitation hardening stainless steels according to the present invention improve the mechanical strength and ductility in a well-balanced manner, they are preferably used as the base material for the primary structural members 12a and 12b and the fastening member 14. it can.
  • the first and second precipitation hardening stainless steels according to the present invention include rocket parts, missile parts, artificial satellite parts, centrifuge parts, automobile engine continuously variable transmission parts, molds. It is also applicable as a material for stainless steel parts such as golf club heads.
  • the mechanical strength and the ductility are improved in a balanced manner, the tensile strength is 1550 MPa or more, and the elongation is 9% or more. It becomes possible to obtain a certain precipitation hardening type stainless steel. As a result, the specific strength of the precipitation hardening stainless steel is increased, and the weight of the stainless steel parts such as the structural parts of the aircraft engine and the aircraft landing gear can be further reduced.
  • the ratio of retained austenite is small because carbon is hardly contained, and mechanical strength and ductility are improved in a balanced manner without performing sub-zero treatment.
  • the strength can be increased, so that the manufacturing process can be simplified and the manufacturing cost can be reduced.
  • first and second precipitation hardening stainless steels according to the present invention since carbon is hardly contained, carbides are hardly formed, so that sensitization is suppressed and corrosion resistance is improved.
  • carbides since carbides are hardly formed, the hardness can be suppressed even after the solution treatment and can be easily processed.
  • Stainless steel having the alloy composition shown in Table 1 was melted in an Ar atmosphere using a non-consumable electrode type arc melting furnace to prepare 700 g of ingot.
  • the melted ingot (thickness 26 mm) was annealed at 1200 ° C. for 24 hours using an electric furnace and subjected to a homogenization heat treatment.
  • the obtained ingot was hot-rolled at a temperature of 1000 ° C. using a hot rolling mill (50% reduction) to obtain a steel plate having a width of 110 mm ⁇ length of 60 mm ⁇ thickness of 13 mm.
  • the obtained steel sheet was subjected to a solution treatment for 1 h at 1000 ° C. using a heat treatment furnace, and further an aging treatment for 5 h at 500 ° C.
  • Stainless steel having the alloy composition shown in Table 1 was melted in a high-frequency vacuum melting furnace, and 30 kg of ingot was melted.
  • the melted ingot was cut to about ⁇ 110 mm ⁇ 150 mm, and then annealed at 1200 ° C. for 24 hours using an electric furnace, and subjected to a homogenization heat treatment.
  • the ingot was forged into a round bar shaft by free forging (heating temperature: 1100 ° C., diameter before forging: ⁇ 110 mm, diameter after forging: ⁇ 30 mm, forging ratio: 13S).
  • the obtained round bar shaft material was subjected to a solution treatment at 1000 ° C. for 1 h using a heat treatment furnace, and further subjected to an aging treatment at 500 ° C. for 5 h.
  • the C content is 0.004% by mass
  • the P content is less than 0.002% by mass
  • the S content is less than 0.001% by mass
  • the N content The rate was less than 0.001% by mass
  • the C content and S content were measured by a high frequency combustion-infrared absorption method.
  • the O content was measured by an infrared absorption method.
  • the N content was measured by a thermal conductivity method.
  • the Si content is measured by the silicon dioxide gravimetric method, and the content of other components such as Cr and Ni is measured by inductively coupled plasma emission spectroscopy (ICP-AES method). did.
  • a tensile test was performed on the stainless steels of all Examples and Comparative Examples, and the tensile strength (UTS [MPa]) and the elongation (EL [%]) were measured.
  • UTS [MPa] tensile strength
  • EL [%] elongation
  • ASTM-E8M metal tensile test method the parallel part diameter 6mm test piece, the gauge distance is 25mm, up to 0.2% proof stress 0.5% / min, 0.2% proof stress Thereafter, the tensile rate was 5.0% / min.
  • FIG. 2 is a graph showing the relationship between tensile strength and elongation in Examples, Comparative Examples, and known stainless steels shown in Table 1.
  • the horizontal axis represents elongation (%)
  • the vertical axis represents tensile strength (MPa)
  • Examples 1 to 11 are represented by black circles
  • Comparative Examples 1 to 6 are represented by white circles
  • known stainless steels Steel is represented by white triangles.
  • Known stainless steels include 17-4PH630 (mass ratio, C: 0.07% or less, Cr: 17%, Ni: 4%, Cu: 4%), 15-5PH (mass ratio, C: 0 0.07% or less, Cr: 15%, Ni: 5%, Cu: 3.5%), MARVALX12 (by mass ratio, C: 0.02% or less, Cr: 12%, Ni: 9%, Mo: 2 %, Al: 0.7%, Ti: 0.3%), PH13-8Mo, and Custom450.
  • the tensile strength was 1550 MPa or more and the elongation was 9% or more.
  • the tensile strength was 1600 MPa or more and the elongation was 10% or more.
  • the tensile strength was 1650 MPa or more and the elongation was 12% or more.
  • the stainless steel of each example is located on the upper right side of the graph as compared with the stainless steel of the comparative example and the known stainless steel, and the tensile strength and the elongation are improved in a balanced manner. I found out.
  • FIG. 3 is a graph showing the influence of V in stainless steel.
  • the horizontal axis represents the V content (% by mass)
  • the left vertical axis represents the tensile strength (MPa)
  • the right vertical axis represents the elongation (%)
  • the tensile strength is represented by a black circle.
  • Elongation is represented by white circles.
  • the case where the V content is 0.0% by mass corresponds to Comparative Example 1, the case where the V content is 0.5% by mass corresponds to Comparative Example 2, and the V content is 1.0%.
  • the case of mass% corresponds to Comparative Example 3
  • the case of V content of 1.4% by mass corresponds to Example 3
  • the case of V content of 2.0% by mass corresponds to Example 4.
  • the case where the content rate of V is 2.5 mass% corresponds to Example 5.
  • the V content is preferably more than 1.0% by mass and 2.5% by mass or less. It has become clear that it is more preferably 4% by mass or more and 2.5% by mass or less, and further preferably 1.4% by mass or more and 2.0% by mass or less.
  • FIG. 4 is a graph showing the influence of W on stainless steel.
  • the horizontal axis represents the W content (% by mass)
  • the left vertical axis represents the tensile strength (MPa)
  • the right vertical axis represents the elongation (%)
  • the tensile strength is represented by a black circle.
  • Elongation is represented by white circles.
  • the case where the W content is 0.0% by mass corresponds to Example 6, the case where the W content is 0.3% by mass corresponds to Example 3, and the W content is 0.6%.
  • the case of mass% corresponds to Example 7.
  • the W content is preferably greater than 0% by mass and equal to or less than 0.6% by mass, and more preferably greater than 0% by mass and equal to or less than 0.3% by mass.
  • FIG. 5 is a graph showing the influence of Co in stainless steel.
  • the horizontal axis represents the Co content (% by mass)
  • the left vertical axis represents the tensile strength (MPa)
  • the right vertical axis represents the elongation (%)
  • the tensile strength is represented by a black circle.
  • Elongation is represented by white circles.
  • the case where the Co content is 1% by mass corresponds to Example 8, the case where the Co content is 2% by mass corresponds to Example 3, and the case where the Co content is 3% by mass. This corresponds to Example 9.
  • the tensile strength decreases when the Co content is less than 1.0% by mass. It has been found that the elongation starts to decrease when the Co content exceeds 2% by mass, and decreases when the Co content exceeds 3% by mass. Therefore, it has been clarified that the Co content is preferably 1.0% by mass or more and 3.0% by mass or less, and more preferably 1.0% by mass or more and 2.0% by mass or less. .
  • Example 1 The influence of Si was evaluated based on Example 1 and Comparative Example 6. As shown in Table 1, it was found from the elongation of the stainless steels of Example 1 and Comparative Example 6 that the elongation decreased when 1.0 mass% of Si was contained. Therefore, it became clear that the Si content is preferably greater than 0% by mass and less than 1.0% by mass, and more preferably greater than 0% by mass and 0.3% by mass or less.
  • Example 1 The influence of Al was evaluated based on Example 1 and Comparative Example 4. As shown in Table 1, when the elongations of the stainless steels of Example 1 and Comparative Example 4 were compared, it was found that the elongation was reduced when 0.3% by mass of Al was contained. Therefore, it became clear that the Al content is preferably greater than 0% by mass and less than 0.3% by mass.
  • Example 10 The effect of processing was evaluated based on Examples 1, 3, 10, and 11. As shown in Table 1, when the stainless steels of Examples 1 and 10 were compared, it was found that forging had a higher tensile strength than rolling. Moreover, when comparing the stainless steels of Examples 3 and 11, it was found that the tensile strength and the elongation were larger in the forging than in the rolling. From this result, it became clear that forging is preferable to rolling in order to improve mechanical strength and ductility in a balanced manner. In Example 10, only the tensile strength is improved from the rolled material, and in Example 11, the tensile strength and elongation are improved from the rolled material. For this reason, Mo and Co are added simultaneously and forging. It has been found that the mechanical strength and ductility can be further improved.
  • FIG. 6 is a graph showing the aging temperature dependence of stainless steel.
  • the horizontal axis represents the aging time (h)
  • the vertical axis represents the hardness (HV)
  • the case of 450 ° C. is represented by a white triangle
  • the case of 475 ° C. is represented by a white circle
  • the case of 500 ° C. Is represented by a black circle.
  • the hardness (HV) was measured with a Vickers hardness tester.
  • the test load was 98 N (10 kgf).
  • the Vickers hardness of the stainless steel when aged at 450 ° C. to 500 ° C. was 450 HV to 600 HV.
  • the aging temperature is 500 ° C.
  • the hardness is highest at 2 to 6 hours
  • the aging temperature is 475 ° C.
  • the hardness is highest at about 30 hours
  • the aging temperature is 450 ° C., about 300 hours. It was found that the hardness was highest.
  • the aging treatment was performed at 450 ° C. or 475 ° C.
  • the aging time was longer and the hardness was higher than when the aging treatment was performed at 500 ° C.
  • the aging time was 2 to 6 hours and the Vickers hardness was 500 HV or more and 510 HV or less.
  • the tensile strength and the elongation are improved in a balanced manner, the tensile strength is 1550 MPa or more, and the elongation is high. It became clear that high strength stainless steel of 9% or more can be obtained.
  • the precipitation hardening stainless steel of the present invention improves mechanical strength and ductility in a well-balanced manner, and is useful for aircraft engine structural materials and fastening members.

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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

析出硬化型ステンレス鋼及びステンレス鋼部品
　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、Ｆｅ２Ｗ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、Ｆｅ２Ｍｏ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（Ｎｉ３Ａｌ）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、Ｆｅ２Ｍｏ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Ｎｉ３Ａｌ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－）、Ｈ２Ｓ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、Ｎｉ３Ａｌ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、Ｍｏ２Ｃ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、ＳｉＯ２、Ａｌ２Ｏ３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。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　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 (8)

  1. 　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。
  2. 　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。
  3. 　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。
  4. 　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。
  5. 　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。
  6. 　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。
  7. 　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。
  8. 　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。
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