WO2021171698A1 - 析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼 - Google Patents

析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼 Download PDF

Info

Publication number
WO2021171698A1
WO2021171698A1 PCT/JP2020/040211 JP2020040211W WO2021171698A1 WO 2021171698 A1 WO2021171698 A1 WO 2021171698A1 JP 2020040211 W JP2020040211 W JP 2020040211W WO 2021171698 A1 WO2021171698 A1 WO 2021171698A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
phase
stainless steel
precipitation
heat treatment
martensitic stainless
Prior art date
Application number
PCT/JP2020/040211
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
前田　大樹
富高 韋
Original Assignee
日本冶金工業株式会社
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 日本冶金工業株式会社 filed Critical 日本冶金工業株式会社
Priority to EP20920783.6A priority Critical patent/EP4112754A4/en
Priority to CN202080097683.0A priority patent/CN115210389A/zh
Publication of WO2021171698A1 publication Critical patent/WO2021171698A1/ja

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/26—Methods of annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/004—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr and Ni
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/02—Hardening by precipitation
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/021—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips involving a particular fabrication or treatment of ingot or slab
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0236—Cold rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/34—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/004—Dispersions; Precipitations
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite

Definitions

  • the present invention relates to precipitation hardening martensitic stainless steel having high strength and ductility after aging heat treatment.
  • Precipitation hardening type stainless steel is used for applications such as steel belts and press plates because its strength can be increased by subjecting it to aging heat treatment.
  • Typical examples thereof include SUS630 and SUS631.
  • the above SUS631 is a semi-austenitic stainless steel, and in a solution state, it is a semi-stable austenitic stainless steel.
  • This steel is cold-rolled to form a work-induced martensite structure, and then NiAl is precipitated by aging heat treatment to increase the strength, but there is a problem that the manufacturability is poor. Further, since it contains Al, there is a problem that the ⁇ ferrite phase is easily precipitated at a high temperature and the hot workability is poor.
  • the above-mentioned SUS630 is a martensitic stainless steel, which has a martensitic structure after solidification heat treatment, and its strength is increased by precipitation of ⁇ -Cu phase by aging heat treatment, but the ultimate strength is about 1500 MPa (Vickers hardness). About 400).
  • the Ni 16 Ti 6 Si 7 intermetallic compound phase (hereinafter, may be abbreviated as G phase). ) Is deposited to increase the strength.
  • Precipitation hardening martensitic stainless steel with higher strength than the technology of the above patent documents is widely used.
  • precipitation hardening martensitic stainless steels are used in a wide variety of applications, there are increasing demands according to the applications, and the characteristics may not be sufficient depending on the conditions of use.
  • an object of the present invention is to provide a precipitation hardening martensitic stainless steel that maintains higher strength and toughness by subjecting it to aging heat treatment.
  • the inventors have been diligently studying the alloying elements and the strengthening phase precipitated by aging heat treatment in order to solve the above problems.
  • laboratory melting was performed with various components, and cold rolled material with a plate thickness of 2 mm was produced by hot forging and cold rolling, and then solidification heat treatment and aging heat treatment were performed.
  • the mechanical properties such as tensile test and Vickers hardness test were evaluated, and the nanoscale precipitation hardening phase was evaluated by observation with a transmission electron microscope (TEM) and a scanning transmission electron microscope (STEM).
  • TEM transmission electron microscope
  • STEM scanning transmission electron microscope
  • the particle size of the G phase is as large as 4 to 20 nm
  • the Cu phase is also as large as 4 to 50 nm
  • the G phase and the Cu phase tend to be unevenly distributed at the grain boundaries, leading to improvement in precipitation hardening. There wasn't.
  • Nb not Mn
  • Nb Mn
  • precipitation hardening phases such as G phase and Cu phase
  • higher strength can be obtained by aging heat treatment for a short time as compared with the case where Nb is not added
  • precipitation hardening phases such as G phase and Cu phase are 1 to 1 to It was found that the particle size became 20 nm and the particle size became finer.
  • these G phase and Cu phase have an action of finely dispersing in crystal grains without being unevenly distributed at the grain boundaries. It was clarified that the effect of these fine precipitations significantly improved precipitation hardening.
  • the present invention is as follows. In the following mass%, C: 0.01 to 0.05%, Si: 1.0 to 2.0%, Mn: 0.70 to 1.50%, P: 0.04% or less, S: 0 0.01% or less, Ni: 6.0 to 8.0%, Cr: 12.0 to 15.0%, Mo: 0.50 to 1.50%, Cu: 0.40 to 1.20%, Ti : 0.20 to 0.50%, Nb: 0.05 to 0.40%, N: 0.001 to 0.005%, Al: 0.001 to 0.2%, O: 0.0001 to 0 .01%, the balance being Fe and inevitable impurities, Cu phase and Ni 16 (Ti, Nb) 6 Si 7 intermetallic compound phase distribution, Nb is 0.2 to 3 of the intermetallic compound in the phase It is a precipitation-hardened martensite-based stainless steel characterized by having a value of 0.0 (at%).
  • the precipitation hardening type martensite-based stainless steel of the present invention has a Cu phase and Ni 16 (Ti, Nb) 6.
  • EDS energy dispersive X-ray
  • STEM scanning transmission electron microscope
  • FIB focused ion beam
  • the precipitation hardenable martensitic stainless steel of the present invention Cu phase and Ni 16 (Ti, Nb) 6 Si 7 intermetallic compound phase is characterized by an average particle size of 1 ⁇ 20 nm.
  • precipitation hardening stainless steel characterized by mechanical properties of 2 to 15% elongation and 400 to 600 Hv hardness.
  • C 0.01 to 0.10% C is an austenite-forming element and suppresses the formation of a ⁇ -ferrite phase at high temperatures. Further, although the strength is increased by solid solution in the martensite phase, the residual austenite phase after the solid solution heat treatment tends to increase, and sufficient strength cannot be obtained after the aging heat treatment. Further, when the amount of C is high, Ti and Nb, which are constituents of the G phase that contribute to precipitation hardening, are easily consumed by the formation of TiC and NbC. Therefore, the content of C is set to 0.01 to 0.10% in order to reduce the precipitation hardening ability by the aging heat treatment. Further, it is preferably 0.03 to 0.05%.
  • Si 1.0-2.0% Si is 1.0% or more because G phase is generated by aging heat treatment and the strength is greatly increased by precipitation hardening.
  • the content is set to 2.0% or less. Further, it is preferably 1.30 to 1.90%.
  • Mn 0.50 to 1.50%
  • Mn is an austenite-forming element and suppresses the formation of a ⁇ -ferrite phase at high temperatures. Further, the retained austenite phase after the solid solution heat treatment tends to increase, and the toughness is improved, while the strength is lowered after the aging heat treatment. Further, MnO and MnS are formed to reduce the corrosion resistance. Therefore, the range of Mn is set to 0.50 to 1.50%. Further, it is preferably 0.70 to 1.20%.
  • P 0.04% or less P increases the susceptibility to solidification and cracking and lowers the hot workability by segregating at the grain boundaries. Therefore, the lower the P content, the more desirable it is, and the P content is 0.04% or less.
  • S 0.01% or less S is a harmful component that forms MnS, lowers corrosion resistance, segregates at grain boundaries, and lowers hot workability. Therefore, the lower the S content, the more desirable it is, and the S content is 0.01% or less.
  • Ni 6.0-8.0% Since Ni is an austenite-forming element, is a constituent element of the G phase, and is an important element for precipitation hardening, it is set to 6.0% or more. However, when the Ni content increases, the residual austenite phase after the solid solution heat treatment tends to increase, which causes a decrease in strength. Therefore, the content was set to 8.0% or less.
  • Cr 12.0 to 15.0% Cr was set to 12.0% or more in order to ensure the corrosion resistance of stainless steel. However, since it is a ferrite-forming element, a ⁇ -ferrite phase is likely to be formed at a high temperature, and the hot workability is lowered. Therefore, the content is set to 15.0% or less.
  • Mo 0.50 to 1.50% Mo is an element effective for improving corrosion resistance, but it was set in the range of 0.50 to 1.50% because the ⁇ ferrite phase promotes the formation. Further, it is preferably 0.50 to 1.00%.
  • Cu 0.40 to 1.20%
  • Cu is an element that produces a Cu phase by aging heat treatment and is effective for precipitation hardening.
  • the Cu content is set to 0.40 to 1.20%. Further, it is preferably 0.50 to 1.00%.
  • Ti 0.20 to 0.50% Ti is an essential element for forming the G phase and is an element effective for increasing the strength due to precipitation hardening. However, the range of Ti is set to 0.20 to 0.50% because oxides and nitrides are easily formed and cause defects.
  • Nb 0.05 to 0.40%
  • Nb is an element that constitutes the G phase and is a very important element.
  • Nb is an effective element because it has the effect of controlling the G phase to the Ni 16 (Ti, Nb) 6 Si 7 system and promoting nucleation. Further, there is also an effect of finely dispersing the Cu phase, and the ability of precipitation hardening by the Cu phase and the G phase is remarkably improved. Further, although not particularly limited, it has the effect of forming Nb carbide having a size of about 0.3 to 1 ⁇ m to prevent the coarsening of the crystal grains, and is also effective for the miniaturization of the crystal grains. Therefore, the content of Nb is set to 0.05% or more.
  • excess Nb causes a decrease in the amount of solid solution C due to the formation of excess NbC, which causes a decrease in elongation, and thus the content is 0.40% or less. Further, it is preferably 0.10 to 0.30%.
  • N 0.001 to 0.02%
  • N is an austenite-forming element that dissolves in the martensite phase to increase its strength, but the formation of TiN and NbN consumes Ti and Nb, which are constituents of the G phase that contribute to precipitation hardening. It becomes easier and reduces the precipitation hardening ability by aging heat treatment. Therefore, the range of N is set to 0.001 to 0.02%.
  • Al 0.001 to 0.2%
  • Al is an element effective as a deoxidizing agent for reducing the amount of O.
  • Nb is an element that is relatively easily oxidized
  • Nb can be reliably controlled within the scope of the present invention by deoxidizing with Al to reduce the oxygen concentration.
  • the range of Al is set to 0.001 to 0.2%.
  • O 0.0001 to 0.01%
  • O forms non-metal inclusions with Si and Ti, which are constituents of the G phase that contribute to precipitation hardening, and thus reduces the strength after aging heat treatment.
  • oxide-based inclusions reduce the cleanliness of the steel and cause defects.
  • the range of O is set to 0.0001 to 0.01%.
  • the steel of the present invention is a precipitation hardening martensitic stainless steel having excellent strength by simultaneously precipitating Cu phase and G phase Ni 16 X 6 Si 7.
  • the distribution state of these precipitation-hardened phases and the size of the precipitation-hardened phase itself have a great influence on mechanical properties such as hardness and elongation.
  • the precipitates are uniformly dispersed by solution heat treatment and aging heat treatment under appropriate conditions.
  • the appropriate heat treatment conditions are not particularly limited, but a solution heat treatment of 1 to 5 minutes is carried out at 1000 to 1150 ° C., and then a aging heat treatment of 30 min to 10 hr is carried out at 400 to 600 ° C. Point to.
  • Nb in the G phase there is an optimum value for the ratio of Nb in the G phase. That is, if Nb is too low, the distribution of the G phase becomes non-uniform, and a large amount is distributed on the grain boundaries, and the hardness of the present invention cannot be satisfied. On the other hand, if Nb in the G phase is too high, the elongation becomes less than 2%, which is the lower limit of the range of the present invention, and the elongation is not sufficient and processing cannot be performed.
  • the G phase is represented as Ni 16 (Ti (1-x) , Nb x ) 6 Si 7 .
  • the atomic ratio (at%) of Nb in the G phase can be expressed by x / (16 + 6 + 7).
  • the hardness and elongation can be controlled within the range of the present invention by setting the Nb (at%) in the G phase to the range of 0.2 to 3.0.
  • the Nb content may be 0.05 to 0.40%.
  • Precipitation hardening type stainless steel is used for applications such as steel belts and press plates because its strength can be increased by subjecting it to aging heat treatment. These are required to have strength and fatigue characteristics, but in order to increase these characteristics, hardness of HV400 or more is required. On the other hand, if the hardness is very high, the elongation will decrease, so the HV is set to 600 or less. In addition, since toughness is required, the elongation should be 2 to 15% in balance with hardness.
  • Table 1 shows the chemical composition of the test material, the presence or absence of a precipitation hardening phase, the amount of Nb in the G phase, the proportion of precipitates in the grains, the Vickers hardness, and the elongation. Numerical values whose chemical composition is outside the scope of the present invention are shown in parentheses. In addition, * 2 and * 5 are reference examples.
  • the raw materials were melted in a high-frequency induction furnace and cast into a cast iron mold to produce an ingot on the scale of 20 kg. These were hot forged at 1000 to 1200 ° C. to obtain a forged plate having a thickness of 12 mm. Then, a cold-rolled material having a thickness of 2 mm was produced by cold rolling, and the solution heat treatment and the aging heat treatment were performed on the cold rolled material. The solid solution heat treatment is performed to dissolve the precipitates existing in the steel, and martensitic transformation occurs due to rapid cooling after the heat treatment. The cold-rolled material was subjected to a solution heat treatment for 2 minutes at 1050 ° C.
  • the aging heat treatment is a treatment in which the precipitation hardening phase is finely dispersed and precipitated after the solidification heat treatment, and in this steel, the Cu phase and the G phase are finely dispersed and precipitated.
  • the above cold-rolled material was subjected to a solution heat treatment for 1 hr at 480 ° C.
  • test materials were evaluated for mechanical properties such as tensile test and Vickers hardness test, microstructure evaluation by optical microscope and SEM, and nanoscale precipitation hardening phase evaluation by TEM and STEM observation.
  • EDS energy dispersive X-ray
  • Ni 16 (Ti, Nb) 6 Si 7 in Nb (at%) is, Ni 16 (Ti (1- x), Nb x) when the 6 Si 7, represented by x / (16 + 6 + 7 ).
  • the amount of Nb in the G phase during this aging heat treatment was determined using the thermodynamic calculation software Thermo-Calc.
  • the amount of Nb in the G phase obtained from this thermodynamic calculation showed good agreement with the results of STEM-EDS analysis. From the mechanical properties such as hardness and elongation, Nb (at%) in the G phase was evaluated as ⁇ in the range of 0.2 to 3.0.
  • Hardness Hv (10 kg load) In the Vickers hardness test, the above cold-rolled material with a plate thickness of 2 mm is heat-treated, the rolled surface is polished with # 800, and then 5 points are measured with a load of 10 kg on the surface, and the average value is calculated. I asked. A hardness of 400 to 600 Hv was evaluated as ⁇ .
  • Comparative Example 6 has a low amount of Nb and a low proportion of precipitates in the grains. Further, since the amounts of Ni and Cu are high, the amount of residual ⁇ tends to be large and the hardness is small.
  • Comparative Example 9 has a Cu phase and a G phase, but the amounts of Ti and Nb are high and the elongation is low.
  • the comparative example is inferior to the invention example in the mechanical properties of either or both of hardness and elongation.

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)

Abstract

【課題】時効熱処理を施すことにより、さらなる高強度と靭性を維持する析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼を提供する。 【解決手段】以下質量％にて、Ｃ：０．０１～０．１０％、Ｓｉ：１．０～２．０％、Ｍｎ：０．５０～１．５０％、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎｉ：６．０～８．０％、Ｃｒ：１２．０～１５．０％、Ｍｏ：０．５０～１．５０％、Ｃｕ：０．４０～１．２０％、Ｔｉ：０．２０～０．５０％、Ｎｂ：０．０５～０．４０％、Ｎ：０．００１～０．０２％、Ａｌ：０．００１～０．２％、Ｏ：０．０００１～０．０１％、残部がＦｅおよび不可避的不純物から成り、Ｃｕ相およびＮｉ１６（Ｔｉ，Ｎｂ）６Ｓｉ７系金属間化合物相が分布し、前記金属間化合物相中のＮｂが０．２～３．０（ａｔ％）である析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼。

Description

析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼
　本発明は、時効熱処理後に高い強度、延性を有する析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼に関する。
　析出硬化型のステンレス鋼は、時効熱処理を施すことにより、強度を高めることができることから、スチールベルトやプレスプレートなどの用途に用いられる。その代表的なものとして、ＳＵＳ６３０やＳＵＳ６３１などを挙げることができる。
　上記のＳＵＳ６３１はセミオーステナイト系ステンレス鋼であり、固溶化状態では、準安定オーステナイト系ステンレス鋼である。この鋼に冷間圧延を施し、加工誘起マルテンサイト組織にした後、時効熱処理によりＮｉＡｌを析出させることにより高強度化するが、製造性が悪いといった問題がある。また、Ａｌを含むため、高温においてδフェライト相が析出しやすく、熱間加工性が悪いといった問題がある。
　上記のＳＵＳ６３０はマルテンサイト系ステンレス鋼であり、固溶化熱処理後でマルテンサイト組織であり、時効熱処理によって、ε－Ｃｕ相の析出によって強度を高めているが、到達強度は１５００ＭＰａ程度(ビッカース硬さ４００程度)である。
　また、ＳＵＳ６３０と同じマルテンサイト系ステンレス鋼において、ＴｉやＳｉを添加することによって、ε－Ｃｕ相に加え、Ｎｉ１６Ｔｉ６Ｓｉ７系金属間化合物相（以下、Ｇ相と略称する場合がある）を析出させ強度を高めた鋼種が存在する。
特開２００３－７３７８３号公報 特開平１１－２５６２８２号公報 特開２０１７－１５５３１７号公報
　上記特許文献の技術より高強度の析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼は広く用いられている。しかしながら、析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼の使用用途が多岐にわたるに伴って、用途に応じた要求が強くなっており、使用条件によっては特性が十分でない場合がある。
　そこで、本発明は、時効熱処理を施すことにより、さらなる高強度と靭性を維持する析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼を提供することを目的とする。
　発明者らは、上記の課題の解決に向けて合金元素および時効熱処理により析出する強化相着目し鋭意検討を重ねた。各元素の影響を調査するため、様々な成分で実験室溶解を行い、熱間鍛造、冷間圧延により、板厚２ｍｍの冷間圧延材を作製し、これに対して固溶化熱処理、時効熱処理を施し、引張試験、ビッカース硬さ試験などの機械的性質の評価、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）、走査型透過電子顕微鏡（ＳＴＥＭ）観察によるナノスケールの析出硬化相の評価を行った。
　特に、解像度の高いＳＴＥＭにより詳細かつ注意深く観察し、ＥＤＳにより析出相を測定したところ、以下の知見を得た。時効熱処理により析出するＧ相（Ｎｉ１６Ｘ６Ｓｉ７）のＸには、Ｔｉのみならず、Ｆｅ、Ｍｎ、Ｎｂも置換し得ることが明らかとなった。
　その中でも、ＴｉはＧ相の骨格となる元素であることを確認できたこと、Ｎｂ無添加の場合にはＸのサイトにＭｎが固溶することが明らかとなった。しかし、この場合、Ｇ相の粒径が４～２０ｎｍと大きく、同時にＣｕ相も４～５０ｎｍと大きく、また、Ｇ相およびＣｕ相は粒界に偏在する傾向を示し、析出硬化の向上に至らなかった。
　一方、Ｎｂを添加した素材では、上記Ｘのサイトに、Ｍｎではなく、Ｎｂが固溶することが明らかとなった。その上、Ｇ相、Ｃｕ相といった析出硬化相の析出を促進し、Ｎｂ無添加の場合に比べ、短時間の時効熱処理で高強度が得られ、Ｇ相、Ｃｕ相といった析出硬化相は１～２０ｎｍの粒径となり微細化することが分かった。さらに、これらのＧ相、Ｃｕ相は粒界に偏在せずに、結晶粒内にも微細に分散する作用を持つことも示された。これらの微細析出の効果により、析出硬化を著しく向上することが明らかとなった。
　すなわち、本発明は以下の通りである。
　以下質量％にて、Ｃ：０．０１～０．０５％、Ｓｉ：１．０～２．０％、Ｍｎ：０．７０～１．５０％、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎｉ：６．０～８．０％、Ｃｒ：１２．０～１５．０％、Ｍｏ：０．５０～１．５０％、Ｃｕ：０．４０～１．２０％、Ｔｉ：０．２０～０．５０％、Ｎｂ：０．０５～０．４０％、Ｎ：０．００１～０．００５％、Ａｌ：０．００１～０．２％、Ｏ：０．０００１～０．０１％、残部がＦｅおよび不可避的不純物から成り、Ｃｕ相およびＮｉ１６（Ｔｉ，Ｎｂ）６Ｓｉ７系金属間化合物相が分布し、前記金属間化合物相中のＮｂが０．２～３．０（ａｔ％）であることを特徴とする析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼である。
　さらに、析出硬化においては、析出硬化相の分布状態、サイズが強度に対して、大きな影響があるため、本発明の析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼はＣｕ相およびＮｉ１６（Ｔｉ，Ｎｂ）６Ｓｉ７系金属間化合物相を、収束イオンビーム（ＦＩＢ)により作製した薄膜試料を用いて走査型透過電子顕微鏡（ＳＴＥＭ）に搭載されたエネルギー分散型Ｘ線（ＥＤＳ)分析装置による元素マッピング像より画像解析を用いて、ナノスケールでの析出硬化相を観察し評価することにより分布を求め、５０個数％以上が結晶粒内に分布することを特徴とする。
　また、本発明の析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼は、Ｃｕ相およびＮｉ１６（Ｔｉ，Ｎｂ）６Ｓｉ７系金属間化合物相は平均粒径１～２０ｎｍであることを特徴とする。
　さらに、機械的性質として伸びが２～１５％であり、硬さが４００～６００Ｈｖであることを特徴とする析出硬化型ステンレス鋼を提供する。
本発明のステンレス鋼へのＣｕ相とＧ相の析出状態を示す模式図であり、３つの結晶粒の粒界近傍を示す。
　本発明のステンレス鋼の成分組成を限定する理由について説明する。なお、以下「％」は特に断りのない限り「質量％」である。
Ｃ：０．０１～０．１０％
　Ｃはオーステナイト生成元素であり、高温でのδフェライト相の生成を抑制する。また、マルテンサイト相に固溶して強度を上昇させるが、固溶熱処理後の残留オーステナイト相が増加しやすくなり、時効熱処理後に十分な強度が得られなくなる。さらに、Ｃ量が高くなると、析出硬化に寄与するＧ相の構成成分であるＴｉ、ＮｂがＴｉＣ、ＮｂＣの形成により消費されやすくなる。よって、時効熱処理による析出硬化能を低下させるため、Ｃの含有量は０．０１～０．１０％とする。さらに、好ましくは０．０３～０．０５％とする。
Ｓｉ：１．０～２．０％
　Ｓｉは、時効熱処理によってＧ相を生成させ、析出硬化により強度を大きく上昇させるため、１．０％以上とする。一方で、フェライト生成元素であるため多量に含有するとδフェライト相が生成しやすくなり、熱間加工性、溶接部での強度低下を助長するため、２．０％以下とする。さらに、好ましくは１．３０～１．９０％とする。
Ｍｎ：０．５０～１．５０％
　Ｍｎはオーステナイト生成元素であり、高温でのδフェライト相の生成を抑制する。さらに、固溶熱処理後の残留オーステナイト相が増加しやすくなり、靭性を向上する一方、時効熱処理後に強度が低下する。また、ＭｎＯやＭｎＳを形成し、耐食性を低下させる。よって、Ｍｎの範囲は０．５０～１．５０％とする。さらに、好ましくは０．７０～１．２０％とする。
Ｐ：０．０４％以下
　Ｐは、結晶粒界に偏析することにより、凝固割れ感受性を高めるとともに、熱間加工性を低下させる。よって、Ｐ含有量は低いほど望ましく、０．０４％以下とする。
Ｓ：０．０１％以下
　Ｓは、ＭｎＳを形成し耐食性を低下、粒界に偏析し熱間加工性を低下させる有害成分である。よって、Ｓ含有量は低いほど望ましく、０．０１％以下とする。
Ｎｉ：６．０～８．０％
　Ｎｉはオーステナイト生成元素であるとともに、前記Ｇ相の構成元素であり、析出硬化に重要な元素であるため、６．０％以上とする。ただし、Ｎｉ含有量が多くなると固溶熱処理後の残留オーステナイト相が増加しやすくなり、強度低下の招く要因となるため、８．０％以下とした。
Ｃｒ：１２．０～１５．０％
　Ｃｒはステンレス鋼の耐食性を確保するため、１２．０％以上とした。しかしながら、フェライト生成元素であるため、高温においてδフェライト相が生成しやすくなり、熱間加工性を低下させるため、１５．０％以下とする。
Ｍｏ：０．５０～１．５０％
　Ｍｏは耐食性の向上に有効な元素であるが、δフェライト相が生成を助長するため０．５０～１．５０％の範囲とした。さらに、好ましくは０．５０～１．００％とする。
Ｃｕ：０．４０～１．２０％
　Ｃｕは時効熱処理によりＣｕ相を生成し、析出硬化に有効な元素である。しかしながら、過度の添加は残留オーステナイト相増加による強度低下や熱間加工性の低下による割れの発生の原因となる。よって、Ｃｕの含有量は０．４０～１．２０％とする。さらに、好ましくは０．５０～１．００％とする。
Ｔｉ：０．２０～０．５０％
　ＴｉはＧ相形成に必須元素であり、析出硬化による強度上昇に有効な元素である。ただし、酸化物、窒化物を形成しやすく、欠陥の原因となることより、Ｔｉの範囲は０．２０～０．５０％とする。
Ｎｂ：０．０５～０．４０％
　ＮｂはＧ相を構成する元素であり、とても重要な元素である。ＮｂはＧ相をＮｉ１６（Ｔｉ，Ｎｂ）６Ｓｉ７系に制御して核生成を促進する作用を持つため有効な元素である。さらに、Ｃｕ相を微細に分散させる効果もあり、Ｃｕ相およびＧ相による析出硬化の能力を著しく向上する。さらに、特に限定しないが、およそ０．３～１μｍほどのサイズのＮｂ炭化物を形成して、結晶粒の粗大化を妨げる効果があり、結晶粒の微細化にも有効である。よって、Ｎｂの含有量は０．０５％以上とする。しかしながら、過剰なＮｂの添加は、過剰なＮｂＣの形成により、固溶Ｃ量低下を引き起こし、伸びが低下する原因となるため０．４０％以下とする。さらに、好ましくは０．１０～０．３０％とする。
Ｎ：０．００１～０．０２％
　Ｎは、Ｃと同様オーステナイト生成元素であり、マルテンサイト相に固溶して強度を上昇させるが、ＴｉＮ、ＮｂＮの形成により析出硬化に寄与するＧ相の構成成分であるＴｉ、Ｎｂが消費されやすくなり、時効熱処理による析出硬化能を低下させる。よって、Ｎの範囲は０．００１～０．０２％とする。
Ａｌ：０．００１～０．２％
　Ａｌは、脱酸剤としてＯ量を低下させることに有効な元素である。また、Ｎｂは比較的酸化し易い元素のため、Ａｌで脱酸し酸素濃度を低下させることにより、Ｎｂを確実に本願発明の範囲に制御することが出来る。しかし、過度に含有させるとδフェライト相の生成を助長し、熱間加工性の低下や靭性の低下が起こる。そこで、Ａｌの範囲は０．００１～０．２％とする。
Ｏ：０．０００１～０．０１％、
　Ｏは、析出硬化に寄与するＧ相の構成成分であるＳｉ、Ｔｉと非金属介在物を形成するため、時効熱処理後の強度を低下させる。さらに、酸化物系の介在物は鋼の清浄度を低下させ、欠陥の原因となる。しかしながら、過度の脱酸はコストの増大を招くため、Ｏの範囲は０．０００１～０．０１％とする。
　本発明鋼は、Ｃｕ相、Ｇ相Ｎｉ１６Ｘ６Ｓｉ７を同時に析出させることにより、優れた強度を有する析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼である。これら析出硬化相の分布状態、析出硬化相自体の大きさは、硬さおよび伸びといった機械的性質に対して大きく影響を及ぼす。
　例えば、析出物が結晶粒界上に多く存在し、結晶粒内の存在割合が低い場合、析出物が粗大に成長しやすく、脆性的になる。一方で、結晶粒内、結晶粒界上の位置には関わらず、析出物が均一に分布している方が強度は上昇する。そのため、適切な条件での固溶化熱処理、時効熱処理により析出物を均一に分散させる。ここでの適切な熱処理条件とは、特に限定はしないが、１０００～１１５０℃にて１～５ｍｉｎの固溶化熱処理を実施し、その後、４００～６００℃にて３０ｍｉｎ～１０ｈｒの時効熱処理を施すことを指す。
　なお、Ｇ相中のＮｂの割合には最適値がある。つまり、Ｎｂが低すぎると、Ｇ相の分布が不均一となり、結晶粒界上に多く分布し本願発明の硬さを満たせない。一方で、Ｇ相中のＮｂが高すぎると、伸びが本願発明の範囲の下限値である２％未満となり、十分に伸びず加工することが出来ない。Ｎｉ１６（Ｔｉ，Ｎｂ）６Ｓｉ７中のＮｂをｘとした時、Ｇ相はＮｉ１６（Ｔｉ（１－ｘ），Ｎｂｘ）６Ｓｉ７と表される。したがって、Ｇ相中のＮｂの原子割合（ａｔ％）はｘ／（１６＋６＋７）で表せる。特に限定はしないが、Ｇ相中のＮｂ（ａｔ％）が０．２～３．０の範囲とすることで、硬さおよび伸びを本願発明の範囲に制御することが出来る。この範囲を実現するためには、Ｎｂ含有量を０．０５～０．４０％とすればよい。
　また、本鋼においてはＮｂを添加することによって、析出相の核生成を促進することができ、析出物を均一に分散させることができる。したがって、Ｎｂを本願発明の範囲に規定することによりＣｕ相およびＮｉ１６（Ｔｉ，Ｎｂ）６Ｓｉ７系金属間化合物相の５０％以上を結晶粒内に分布させることが可能である。
　さらに、これら析出硬化相自体のサイズは強度に対して大きく影響を及ぼし、本願ではとても重要な数値である。転位が移動しても、析出物によりその移動を止めることが出来れば強度は高くなる。
　この析出物の障害物としての作用は析出相の大きさによって変化し、最適な析出相のサイズが存在する。本鋼においては析出相のサイズが１ｎｍ以上、２０ｎｍ以下において析出物の転位への障害物としての作用が最大となるため、析出物のサイズを最適化する必要がある。したがって、適切な条件での固溶化熱処理、時効熱処理およびＮｂを本願発明の範囲に規定することによりＣｕ相およびＮｉ１６（Ｔｉ，Ｎｂ）６Ｓｉ７系金属間化合物相は平均粒径１～２０ｎｍとすることが可能である。
　析出硬化型のステンレス鋼は、時効熱処理を施すことにより、強度を高めることができることから、スチールベルトやプレスプレートなどの用途に用いられる。これらは強度、疲労特性が要求されるが、これらの特性を上昇させるため硬さがＨＶ４００以上必要である。一方で非常に高い硬さになると伸びが減少してしまうため、ＨＶ６００以下とする。加えて、靭性が要求されるため、伸びは硬さとのバランスより２～１５％とする。
　次に、実施例を提示して、本発明の構成および作用効果をより明らかにするが、本発明は以下の実施例にのみ限定されるものではない。
　表１に供試材の化学成分および析出硬化相の有無、Ｇ相中のＮｂ量、粒内の析出物の割合、ビッカース硬さ、伸びをまとめたものを示す。化学成分が本発明の範囲外の数値には括弧を付してある。また、※２と※５は参考例である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　いずれの鋼も高周波誘導炉により原料を溶解し、鋳鉄製の鋳型に鋳込むことで２０ｋｇ規模のインゴットを作製した。これらを１０００～１２００℃にて熱間鍛造し、厚み１２ｍｍの鍛造板を得た。その後、冷間圧延により、厚み２ｍｍの冷間圧延材を作製し、これに対して固溶化熱処理、時効熱処理を施した。固溶加熱処理は、鋼中に存在する析出物を固溶させるために行われるものであり、熱処理後の急冷によりマルテンサイト変態がおこる。上記の冷間圧延材に対して、１０５０℃にて２ｍｉｎの固溶化熱処理を行った。
　時効熱処理は、固溶化熱処理後に析出硬化相、本鋼では、Ｃｕ相およびＧ相を微細に分散析出させる処理である。上記の冷間圧延材に対して、４８０℃にて１ｈｒの固溶化熱処理を行った。
　これらの供試材を引張試験、ビッカース硬さ試験などの機械的性質の評価、光学顕微鏡、ＳＥＭによる組織の評価、さらにＴＥＭ、ＳＴＥＭ観察によるナノスケールの析出硬化相の評価を行った。
　析出硬化相であるＣｕ相およびＧ相の有無、分布、サイズについては収束イオンビーム（ＦＩＢ）により作製した薄膜試料を用いＳＴＥＭに搭載されたエネルギー分散型Ｘ線 （ＥＤＳ）分析装置による元素マッピング像より画像解析を用いて、測定を行った。
　以下、表１に併記した評価の各項目における評価基準について説明する。
（Ｃｕ相の有無、Ｇ相の有無）
　Ｃｕ相とＧ相が存在する場合、評価を○とした。いずれかの相が存在しない場合、×とした。各相の有無の判断基準は、任意の視野で観察して、析出物が０．００１（個／ｎｍ２）以上であった場合を存在するとした。
（Ｇ相中のＮｂ（ａｔ％））
　Ｇ相Ｎｉ１６（Ｔｉ，Ｎｂ）６Ｓｉ７中のＮｂ（ａｔ％）は、Ｎｉ１６（Ｔｉ（１－ｘ），Ｎｂｘ）６Ｓｉ７としたとき、ｘ／（１６＋６＋７）で表せる。この時効熱処理時のＧ相中のＮｂ量を熱力学計算ソフトＴｈｅｒｍｏ－Ｃａｌｃを用いて求めた。また、この熱力学計算より得られたＧ相中のＮｂ量はＳＴＥＭ－ＥＤＳ分析の結果とよい一致を示した。硬さ、伸びといった機械的性質より、Ｇ相中のＮｂ（ａｔ％）が０．２～３．０の範囲を評価が○とした。
（粒内の析出物割合（％））
　析出物の粒内の割合が５０％以上のものを評価○とした。
（析出相平均粒径（ｎｍ））
　析出物の平均粒子径が１～２０ｎｍである場合を評価○とした。
（硬さＨｖ（１０ｋｇ荷重））
　ビッカース硬さ試験は、上記の板厚２ｍｍの冷間圧延材に熱処理を施し、圧延面を＃８００で研磨した後、表面に対して１０ｋｇの荷重にて５点の測定を行い、平均値を求めた。硬さが４００～６００Ｈｖを評価○とした。
（伸び（％））
　引張試験においては上記の板厚２ｍｍの冷間圧延材に熱処理を施し、引張方向を圧延方向とするＪＩＳ１３Ｂ号平型引張試験片を切り出し、測定を行った。測定結果より伸びが２～１５％の範囲を評価○とした。
（総合評価）
　以上の結果より全ての評価が○となる場合、総合評価を◎、×が１～２個ある場合、総合評価を○、×が３個以上の場合、評価を×とした。発明例の総合評価を◎または○に対して、比較例は総合評価が×である。
　比較例６はＮｂ量が低く、粒内の析出物割合が低い。さらに、Ｎｉ、Ｃｕ量が高いため残留γ量が多くなりやすく、硬さが小さい。
　比較例７は、Ｔｉ量が低く、Ｇ相が存在しないため、本発明範囲から外れ、硬さが低い。
　比較例８は、Ｇ相は存在するものの、Ｃｕ量が低いため、Ｃｕ相が存在せず、硬さおよび伸びが低い。
　比較例９はＣｕ相、Ｇ相が存在するが、Ｔｉ、Ｎｂ量が高く、伸びが低い。
　比較例１０はＭｎ量が高いため、比較例６の場合と同様に残留するγ量が非常に多く、また、Ｎｂ量が低いため、Ｇ相中のＮｂが低く、粒内の析出物割合も低いため、硬さが低く、伸びが高い値となっている。
　このように、比較例は発明例に対して、硬さもしくは伸びのいずれかまたは両方の機械的性質が劣っている。
 

Claims (5)

  1. 　以下質量％にて、Ｃ：０．０１～０．０５％、Ｓｉ：１．０～２．０％、Ｍｎ：０．７０～１．５０％、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎｉ：６．０～８．０％、Ｃｒ：１２．０～１５．０％、Ｍｏ：０．５０～１．５０％、Ｃｕ：０．４０～１．２０％、Ｔｉ：０．２０～０．５０％、Ｎｂ：０．０５～０．４０％、Ｎ：０．００１～０．００５％、Ａｌ：０．００１～０．２％、Ｏ：０．０００１～０．０１％、残部がＦｅおよび不可避的不純物から成り、Ｃｕ相およびＮｉ１６（Ｔｉ，Ｎｂ）６Ｓｉ７系金属間化合物相が分布し、前記金属間化合物相中のＮｂが０．２～３．０（ａｔ％）であることを特徴とする析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼。
  2. 　前記Ｃｕ相および前記Ｎｉ１６（Ｔｉ，Ｎｂ）６Ｓｉ７系金属間化合物相を、
    収束イオンビーム（ＦＩＢ)により作製した薄膜試料を用いて走査型透過電子顕微鏡（ＳＴＥＭ）に搭載されたエネルギー分散型Ｘ線（ＥＤＳ)分析装置による元素マッピング像より画像解析を用いて、ナノスケールでの析出硬化相を観察し評価することにより分布を求め、５０個数％以上が結晶粒内に分布することを特徴とする請求項１に記載の析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼。
  3. 　前記Ｃｕ相および前記Ｎｉ１６（Ｔｉ，Ｎｂ）６Ｓｉ７系金属間化合物相は平均粒径１～２０ｎｍであることを特徴とする請求項１または２に記載の析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼。
  4. 　伸びが２～１５％であることを特徴とする請求項１～３のいずれかに記載の析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼。
  5. 　硬さが４００～６００Ｈｖであることを特徴とする請求項１～４のいずれかに記載の析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼。
     
PCT/JP2020/040211 2020-02-27 2020-10-27 析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼 WO2021171698A1 (ja)

Priority Applications (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
EP20920783.6A EP4112754A4 (en) 2020-02-27 2020-10-27 PRECIPITATION HARDENING MARTENSITIC STAINLESS STEEL
CN202080097683.0A CN115210389A (zh) 2020-02-27 2020-10-27 析出硬化型马氏体不锈钢

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2020-031787 2020-02-27
JP2020031787A JP6776467B1 (ja) 2020-02-27 2020-02-27 析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2021171698A1 true WO2021171698A1 (ja) 2021-09-02

Family

ID=72916150

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2020/040211 WO2021171698A1 (ja) 2020-02-27 2020-10-27 析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼

Country Status (4)

Country Link
EP (1) EP4112754A4 (ja)
JP (1) JP6776467B1 (ja)
CN (1) CN115210389A (ja)
WO (1) WO2021171698A1 (ja)

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN116024496A (zh) * 2022-12-22 2023-04-28 敦化市拜特科技有限公司 不锈钢带及其制造方法

Citations (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS63171857A (ja) * 1987-01-10 1988-07-15 Nippon Yakin Kogyo Co Ltd 疲労特性に優れたステンレス鋼板帯
JPH0873931A (ja) * 1994-09-08 1996-03-19 Nisshin Steel Co Ltd 強度及び捩り特性に優れたバネ用析出硬化型ステンレス鋼の製造方法
JPH11256282A (ja) 1998-03-12 1999-09-21 Nisshin Steel Co Ltd 強度，靭性及び疲労特性に優れた析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼及びその製造方法
JP2001179485A (ja) * 1999-12-27 2001-07-03 Sumitomo Metal Ind Ltd マルテンサイト系ステンレス溶接鋼管およびその製造方法
JP2003073783A (ja) 2001-09-03 2003-03-12 Nisshin Steel Co Ltd フラッパーバルブ用析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼板及びその製造方法
JP2015175054A (ja) * 2014-03-18 2015-10-05 山陽特殊製鋼株式会社 析出硬化型ステンレス鋼粉末およびその焼結体
JP2017014556A (ja) * 2015-06-29 2017-01-19 山陽特殊製鋼株式会社 析出硬化能に優れたマルテンサイト系ステンレス鋼
JP2017078195A (ja) * 2015-10-20 2017-04-27 山陽特殊製鋼株式会社 耐食性および製造性に優れた高硬度ステンレス鋼
JP2017155317A (ja) 2016-03-04 2017-09-07 日新製鋼株式会社 スチールベルト用析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼板および製造方法
JP2018178144A (ja) * 2017-04-04 2018-11-15 山陽特殊製鋼株式会社 優れた熱間加工性を有する析出硬化型ステンレス鋼
JP2019127613A (ja) * 2018-01-23 2019-08-01 山陽特殊製鋼株式会社 熱間加工性に優れ、サブゼロ処理を要しない高硬度析出硬化型ステンレス鋼

Family Cites Families (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP3384887B2 (ja) * 1994-09-08 2003-03-10 日新製鋼株式会社 強度及び捩り特性に優れたバネ用析出硬化型ステンレス鋼
JP4200473B2 (ja) * 2000-11-20 2008-12-24 日立金属株式会社 耐食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
JP2005232575A (ja) * 2004-02-23 2005-09-02 Mitsubishi Heavy Ind Ltd 析出硬化型マルテンサイト鋼及びそれを用いたタービン翼
JP2005298840A (ja) * 2004-04-06 2005-10-27 Hitachi Metals Ltd 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
CN108677107A (zh) * 2018-06-20 2018-10-19 上海铭客传动系统有限公司 一种输送带用不锈钢及其制备技术

Patent Citations (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS63171857A (ja) * 1987-01-10 1988-07-15 Nippon Yakin Kogyo Co Ltd 疲労特性に優れたステンレス鋼板帯
JPH0873931A (ja) * 1994-09-08 1996-03-19 Nisshin Steel Co Ltd 強度及び捩り特性に優れたバネ用析出硬化型ステンレス鋼の製造方法
JPH11256282A (ja) 1998-03-12 1999-09-21 Nisshin Steel Co Ltd 強度，靭性及び疲労特性に優れた析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼及びその製造方法
JP2001179485A (ja) * 1999-12-27 2001-07-03 Sumitomo Metal Ind Ltd マルテンサイト系ステンレス溶接鋼管およびその製造方法
JP2003073783A (ja) 2001-09-03 2003-03-12 Nisshin Steel Co Ltd フラッパーバルブ用析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼板及びその製造方法
JP2015175054A (ja) * 2014-03-18 2015-10-05 山陽特殊製鋼株式会社 析出硬化型ステンレス鋼粉末およびその焼結体
JP2017014556A (ja) * 2015-06-29 2017-01-19 山陽特殊製鋼株式会社 析出硬化能に優れたマルテンサイト系ステンレス鋼
JP2017078195A (ja) * 2015-10-20 2017-04-27 山陽特殊製鋼株式会社 耐食性および製造性に優れた高硬度ステンレス鋼
JP2017155317A (ja) 2016-03-04 2017-09-07 日新製鋼株式会社 スチールベルト用析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼板および製造方法
JP2018178144A (ja) * 2017-04-04 2018-11-15 山陽特殊製鋼株式会社 優れた熱間加工性を有する析出硬化型ステンレス鋼
JP2019127613A (ja) * 2018-01-23 2019-08-01 山陽特殊製鋼株式会社 熱間加工性に優れ、サブゼロ処理を要しない高硬度析出硬化型ステンレス鋼

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
See also references of EP4112754A4

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN116024496A (zh) * 2022-12-22 2023-04-28 敦化市拜特科技有限公司 不锈钢带及其制造方法

Also Published As

Publication number Publication date
CN115210389A (zh) 2022-10-18
JP6776467B1 (ja) 2020-10-28
EP4112754A4 (en) 2024-09-04
JP2021134395A (ja) 2021-09-13
EP4112754A1 (en) 2023-01-04

Similar Documents

Publication Publication Date Title
WO2016148037A1 (ja) 冷間加工性と浸炭熱処理後の靱性に優れる浸炭用鋼板
JP5858204B2 (ja) 熱間鍛造用鋼材およびその製造方法ならびにその鋼材を用いた熱間鍛造素形材の製造方法
WO2013061652A1 (ja) 鋼板
EP3722448A1 (en) High-mn steel and method for manufacturing same
US20120055288A1 (en) Method of Making a High Strength, High Toughness, Fatigue Resistant, Precipitation Hardenable Stainless Steel and Product Made Therefrom
JPH08158006A (ja) 溶接熱影響部の靭性が優れた高強度鋼
KR102009630B1 (ko) 강판
WO2021171698A1 (ja) 析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼
JPWO2018061101A1 (ja) 鋼
JP2019011510A (ja) 冷間加工性と浸炭熱処理後の靱性に優れる浸炭用鋼板
JP2023031269A (ja) 超低降伏比高張力厚鋼板およびその製造方法
JP7223210B2 (ja) 耐疲労特性に優れた析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼板
WO2023105852A1 (ja) 冷間鍛造性及び、耐水素脆化特性又は耐食性と非磁性に優れるステンレス鋼
JP3886864B2 (ja) 二次加工性に優れるフェライト系ステンレス鋼冷延焼鈍材及びその製造方法
JP2001271143A (ja) 耐リジング性に優れたフェライト系ステンレス鋼及びその製造方法
JP4712839B2 (ja) 耐水素脆化特性および加工性に優れた高強度冷延鋼板
US20220235444A1 (en) A martensitic stainless alloy
TW202233864A (zh) 麻田散鐵系不鏽鋼材及其製造方法
JPH11279684A (ja) 超大入熱溶接熱影響部の靱性に優れた溶接用高張力鋼
JP2018131670A (ja) フェライト系快削ステンレス線材
JP2021172875A (ja) 耐摩耗鋼の製造方法
RU61285U1 (ru) Пруток из нержавеющей высокопрочной стали
JPH0317245A (ja) 切削性の優れた高強度，非磁性ステンレス鋼
JP6950071B2 (ja) Ｎｉ−Ｃｒ−Ｍｏ−Ｎｂ合金
JP7506479B2 (ja) オーステナイト系ステンレス鋼材及びその製造方法、並びに電子機器部材

Legal Events

Date Code Title Description
121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application

Ref document number: 20920783

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2020920783

Country of ref document: EP

Effective date: 20220927