JPH01275737A - 冷間加工性の優れた高強度ステンレス鋼 - Google Patents
冷間加工性の優れた高強度ステンレス鋼Info
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- JPH01275737A JPH01275737A JP10269288A JP10269288A JPH01275737A JP H01275737 A JPH01275737 A JP H01275737A JP 10269288 A JP10269288 A JP 10269288A JP 10269288 A JP10269288 A JP 10269288A JP H01275737 A JPH01275737 A JP H01275737A
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Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の目的】
（産業上の利用分野）
本発明は、ＯＡ種機器自動車、各種産業機械。
各種農業機械、化学装置等において、錆の発生を妹い、
耐摩耗性を含め高強度が要求される部品の素材として利
用される高強度Ｃｒステンレス鋼に係り、特に冷間加工
で成形される部品の素材として好適に利用される冷間加
工性の優れた高強度ステンレス鋼に関するものである。 （従来の技術） 従来より錆の発生を嫌う高強度部品、例えば、各種シャ
フト類、セルフタッピンねじ。 電子燃料噴射ノズル、＃食軸受などの素材には、５ＵＳ
４１０，５ＵＳ４２０Ｊ２，５ＵＳ４４０Ｃなどのマル
テンサイト系Ｃｒステンレス鋼が使用されている。 （発明が解決しようとする課題） しかしながら、これらはステンレス鋼ではあるものの、
使用中に錆が発生することがあり、製品性能の劣化や信
頼性の低下を引き起こすことがある。 さらに、高硬度用の５ＵＳ４４０Ｃなどの高Ｃ高Ｃｒ材
は、粗大な炭化物を含むので、熱間および冷間における
加工性があまり良くなく、製造が困難な場合がある。ま
た、異形圧延や冷間鍛造も出来にくい。そのため、５Ｕ
Ｓ４４０Ｃなどを素材とする部品形状への加工は、焼鈍
状態で大部分を切削し、焼入れ焼もどし後研削して最終
仕上げすることが多い。 また、Ｃｒステンレス鋼よりも高価な５ＵＳ６３０など
の析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼も強度と耐
食性が必要な場合に用いられ、固溶化処理−機械加工−
時効硬化処理の工程で部品に加工されることが多いが、
これもまた、冷間鍛造等の加工が困難である。 このように、従来のマルテンサイト系Ｃｒステンレス鋼
は、全般に耐食性が悪く、しかも高硬度材では素材の製
造性と加工性も悪いという問題点がある。また、高価な
析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼（ＳＵＳ６３
０）でも冷間加工性が悪いという問題点がある。 そして、現在は、これらに代わる比較的安価な材料がな
いため、やむを得ず使用している状態である。このため
、加工費が上昇し、部品価格が材料費に比べ高いものに
なっている。したがって、自動車部品等の大量に生産さ
れ、コスト低減の要求がきつい分野では、この高価格が
、材料の適用範囲や新技術を利用した部品の普及を制限
しているという課題があった。 （発明の目的） 本発明は、この耐食性と冷間加工性の双方の問題を解決
し、比較的安価な冷間加工用高耐食性高強度ステンレス
鋼を提供することによって上述した従来の課題を解決す
ることを目的とするものである。
耐摩耗性を含め高強度が要求される部品の素材として利
用される高強度Ｃｒステンレス鋼に係り、特に冷間加工
で成形される部品の素材として好適に利用される冷間加
工性の優れた高強度ステンレス鋼に関するものである。 （従来の技術） 従来より錆の発生を嫌う高強度部品、例えば、各種シャ
フト類、セルフタッピンねじ。 電子燃料噴射ノズル、＃食軸受などの素材には、５ＵＳ
４１０，５ＵＳ４２０Ｊ２，５ＵＳ４４０Ｃなどのマル
テンサイト系Ｃｒステンレス鋼が使用されている。 （発明が解決しようとする課題） しかしながら、これらはステンレス鋼ではあるものの、
使用中に錆が発生することがあり、製品性能の劣化や信
頼性の低下を引き起こすことがある。 さらに、高硬度用の５ＵＳ４４０Ｃなどの高Ｃ高Ｃｒ材
は、粗大な炭化物を含むので、熱間および冷間における
加工性があまり良くなく、製造が困難な場合がある。ま
た、異形圧延や冷間鍛造も出来にくい。そのため、５Ｕ
Ｓ４４０Ｃなどを素材とする部品形状への加工は、焼鈍
状態で大部分を切削し、焼入れ焼もどし後研削して最終
仕上げすることが多い。 また、Ｃｒステンレス鋼よりも高価な５ＵＳ６３０など
の析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼も強度と耐
食性が必要な場合に用いられ、固溶化処理−機械加工−
時効硬化処理の工程で部品に加工されることが多いが、
これもまた、冷間鍛造等の加工が困難である。 このように、従来のマルテンサイト系Ｃｒステンレス鋼
は、全般に耐食性が悪く、しかも高硬度材では素材の製
造性と加工性も悪いという問題点がある。また、高価な
析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼（ＳＵＳ６３
０）でも冷間加工性が悪いという問題点がある。 そして、現在は、これらに代わる比較的安価な材料がな
いため、やむを得ず使用している状態である。このため
、加工費が上昇し、部品価格が材料費に比べ高いものに
なっている。したがって、自動車部品等の大量に生産さ
れ、コスト低減の要求がきつい分野では、この高価格が
、材料の適用範囲や新技術を利用した部品の普及を制限
しているという課題があった。 （発明の目的） 本発明は、この耐食性と冷間加工性の双方の問題を解決
し、比較的安価な冷間加工用高耐食性高強度ステンレス
鋼を提供することによって上述した従来の課題を解決す
ることを目的とするものである。
（課題を解決するための手段）
鋼材の耐食性を向上させるためには、保護皮膜の安定化
、皮膜補修能力の向上、不動態化皮膜形戊能の向上など
が期待出来るＣｒ、Ｍｏ、Ｃｕなどの合金元素の添加が
有効である。 また、冷間加工性の向上には、割れやボイドの起点とな
る粗大炭化物の除去が効果的である。この炭化物は、Ｍ
、Ｃ３（Ｍは、主にＣｒ）が主体であるため、これを生
成させないような鋼組成上の配慮が必要である。具体的
には、これは、Ｃｒ 、 Ｍ ｏ量との関係と必要とす
る強度とを考慮しながらＣ量を低減することにより達成
される。 さらに１歩留りを向上させて材料を安価に提供するため
には、熱間加工性が優れることが必須である。これには
、低Ｓｉ、低Ｓにすると共に、Ｃａの微量添加が有効で
ある。さらに改善するには、Ｂ、ＲＥＭの添加も有効で
ある。 発明者らは、上記の様に強度と耐食性、冷間および熱間
の加工性を考慮し研究開発を進めたところ、これらの特
性に優れたＣｒ系高強度マルテンサイトステンレス鋼を
見いだした。 すなわち、本発明に係る高強度ステンレス鋼は１重量％
で、Ｃ：０．３〜０．６％、Ｓｉ二０．３％以下、Ｍ
ｎ ＋ ０ 、３％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０
．００５％以下、Ｎｉ：０．６％以下、Ｃｒ： １３．
０〜１９．０％、Ｍｏ：０．３〜３．０％、 Ｃａ：０
．００２〜０．０２％、Ａｌ：０．０５％以下、さらに
Ｂ：０．００２〜０．０２％および希土類元素二０．０
０５〜０．０５％のうちから選ばれる１種または２種以
上、さらにまた必要に応じてＶ：０．０３〜０．３０％
、Ｎｂ：０．０３〜０．３０％およびＴａ：０．０３〜
０．３０％のうちから選ばれる１種または２種以上、同
じく必要に応じてＣｕ：０．３〜２．０％を含有し、残
部Ｆｅおよび不純物からなり、焼なまし状態において優
れた冷間加工性を有することを特徴としており、このよ
うな高Ｃｒステンレス鋼の組成とすることにより上述し
た従来の課題を解決するための手段としたものである。 次に、本発明に係る冷間加工性の優れた高強度ステンレ
ス鋼の成分組成（重量％）の限定理由について説明する
。 Ｃ：０．３〜０．６％ Ｃは鋼の強度を得るのに必須の元素である。すなわち、
焼入れ時に母相の大部分をマルテンサイト組織にし、こ
れに固溶して強度を著しく高める。また、その後続もど
しを行う場合には、炭化物を形成して強化に寄与する。 そして、十分な強度を得るためには、０．３％以上の添
加が必要である。しかし、Ｃを多量に添加すると、冷間
加工するための球状化焼鈍（Ｓ Ａ）による軟化処理を
施した時に、母相に未固溶の粗大なＭ、Ｃ３（Ｍは主に
Ｃｒ）が残留し、冷間加工性を害する。さらに、Ｃはマ
ルテンサイト変態点を低下させ、焼入れ時にオーステナ
イト相を残留させ、強度を低下させると共に置き割れを
生じさせ易くする。そのため、Ｃの上限を０．６％とし
た。 Ｓｉ：０．３％以下 Ｓｉは通常脱酸剤として添加される。このＳｉは冷間お
よび熱間の加工性を害するので、極力添加を抑制するこ
とが望ましいが、溶製時の製造性を考え、上限を０．３
％とした。 Ｍｎ：０．３％以下 ＭｎもＳｉと同様に脱酸剤として添加されるが、冷間加
工性と耐食性を害するので、０．３％以下とした。 Ｐ：０．０３％以下 Ｐは原料等より鋼中に不純物として混入するものである
が、多すぎると、鋼の靭性を損なうので、０．０３％以
下とした。 Ｓ：０．００５％以下 Ｓも鋼中に不純物として混入するもので、熱間加工性を
劣化させるので、その上限を０ 、００５％とした。 Ｎｉ：０．６％以下 Ｎｉはマルテンサイト相の靭性を向上させる元素である
が、多量に含まれると焼鈍しにくくなると同時に変態点
が低下して残留オーステナイトが生成し易くなるので、
上限を０．８％とした。 Ｃｒ： １３．０〜１９．０％ Ｃｒは鋼に耐食性を付与する最も基本的な元素であると
同時に、本発明では炭化物を形成する。 そして、十分な耐食性を得るには１３．０％以上のＣｒ
が母相に固溶することが必要である。さらに、含有する
Ｃ量にもよるが、Ｃｒが１３．０％未満では粗大な炭化
物であるＣｒ７Ｃ３が生成して冷間加工性を害するので
、Ｃｒ含有量は１３．０％以上とした。また、Ｃｒを多
量に含有するとδ−フェライト相を生成して弾度が低下
するので、その上限を１９．０％にした。 Ｍｏ：０．３〜３．０％ ＭＯは鋼の耐食性を向上させるのに有効な元素であり、
この様な効果を得るには０．３％以上含有することが必
要である。また、３．０％超過では、Ｃｒと同様にδ−
フェライトが生成し易くなると共に熱間加工性も劣化さ
せる。 Ｃａ：０．００２〜０．０２％ Ｃａは少量の含有により熱間加工性と被削性を向上させ
る。しかし、０．００２％未満ではその効果は期待でき
ない、また、多量に含有するとかえって熱間加工性が低
下するので、その上限を０．０２％とした。 Ａ又：０．０５％以下 ＡＩＬは脱酸剤として使用されるが、冷間加工性を害す
る酸化物として鋼中に残存するおそれがあるので、不必
要な添加は避ける必要があり、０．０５％を上限とした
。 Ｂ：０．００２〜０．０２％ 希土類元素（ＲＥＭ）：０．００５〜０．０５％ ＢとＲＥＭ （希土類元素のうちから選ばれる１種また
は２種以上）は共に熱間加工性を向上させる同様の作用
を有するので、ＢおよびＲＥＭのうちの少なくとも１種
または２種以上を添加する。 このＢおよびＲＥＭの作用は、Ｂが０．００２％以上、
ＲＥＭが０．００５％以上含有させなければ顕著な作用
が得られない、また、多量に添加するといずれの元素も
熱間加工性をかえって低下させる。そして、Ｂが多量に
なると、粒界でほう化物を形成したり、濃化してその部
分の融点を下げ、熱間割れを生じ易くする。また、ＲＥ
Ｍが多量になると、介在物を多数形成し１割れの起点と
して作用して熱間加工性を低下させる。したがって、こ
れらの理由により、Ｂの上限を０．０２％、ＲＥＭの上
限を０．０５％とした。 Ｖ：０．０３〜０．３０％ Ｎｂ：０．０３〜０．３０％ Ｔａ：０．０３〜０．３０％ Ｖ、ＮｂおよびＴａは微細な炭化物を形成して強度の向
上に寄与するので、必要に応じて添加する。しかし、０
．０３％未満ではその効果は少なく、０．３０％を超え
て多量に含有すると炭化物が粗大となり熱間、冷間の加
工性が悪くなる。そのため添加する場合にはＶ、Ｎｂお
よびＴａの含有量をそれぞれ０．０３〜０．３０％とし
た。 Ｃｕ：０．３〜２．０％ Ｃｕは耐食性を向上させるのに有効な元素であり、必要
に応じて添加する。そして、明瞭な効果を得るには０．
３％以上含有させる必要があるが、多量に添加すると熱
間加工性を害するばかりでなく、Ｎｉと同じく変態点を
低下させるので、添加する場合には含有量の上限を２．
０％とした。 （実施例） 第１表に示す化学成分の本発明実施例鋼Ｎｏ。 １〜８と比較例鋼Ｎ００１〜７を真空およびアルゴン雰
囲気中で５０Ｋｇ溶製し、鍛造して直径１６ｍｍの素材
を製造した０次いで、これらの素材より、熱間加工性を
評価するための素材を採取した後、軟化させるために球
状化焼鈍を施した。 そして、熱間加工性の評価に際しては、１０００℃での
熱間圧延時において割れの程度により評価した。この結
果を同じく第１表に示す。 なお、第１表の熱間加工性の欄において、Ａは割れがな
かったこと、Ｂは割れが少しあったこと、Ｃは割れが多
かったことを示している。 第１表に示すように、本発明実施例鋼Ｎｏ、 １〜８
は、比較例鋼のＮｏ、５ （ＳＵＳ４１０）およびＮｏ
、６ （ＳＵＳ４２（ｌＪ２）なみの優れた熱間加工性
を有していることが確かめられた。 次に、冷間加工性を評価するために、球状化焼鈍材を用
いて室温圧縮試験を実施した。この実施の間における圧
縮真応力と圧縮歪との関係を本発明実施例鋼Ｎｏ、 ２
、比較例鋼Ｎ００４およびＮ００６について第１図に
示す、また、割れの発生しない限界の圧縮全文ｎ （ｈ
ｏ ／ ｈ） （ｈｏ ：圧縮前の試験片の高さ、ｈ
：試験後の試験片の高さ）を同じく第１表に示す。 第１図に示すように、本発明実施例鋼Ｎ００２は、比較
例鋼Ｎ００４の５ＵＳ４４０Ｃよりも大幅に冷間加工性
が優れており、同じく比較例鋼Ｎｏ。 ６の５ＵＳ４２０Ｊ２と同等ないしはそれ以上であり、
冷間加工用として十分使用に酎え得るものである。また
、他の本発明実施例鋼も割れの発生しない限界圧縮歪が
第１表に示すように１．８０以上であり、良好な冷間加
工性を有していることが認められた。そしてさらに、冷
間加工性を害する粗大炭化物の有無を調査したところ、
同じく第１表のミクロ組織の欄に示すように（０印は粗
大炭化物なし、Ｘ印は粗大炭化物ありを示す、）、冷間
加工性と良い対応を示した。 さらに、各供試材の焼入れ・低温焼もどし後の硬さを調
べたところ、同じく第１表の硬さの欄に示すように、本
発明実施例鋼の硬さはいずれもＨＲＣ５０以上であり、
強度も優れていることが確かめられた。さらにまた、焼
入れ・低温焼もどし後の各供試材の耐食性を湿潤試験に
より調べた。この湿潤試験は、温度４９℃、湿度９５％
以上の湿潤環境に７２時間保持した後の錆の発生の有無
を調べたもので、この結果を同じく第１表の耐食性の欄
に示す。なお、第１表において、Ａは錆の発生がなかっ
たこと、Ｂは錆の発生が少しあったこと、Ｃは錆の発生
がかなりあったこと、Ｄは錆の発生が全面にあったこと
を示している。 第１表に示すように、本発明実施例鋼はいずれも比較例
鋼Ｎｏ、４ （ＳＵＳ４４０Ｃ）やＮ００６（ＳＵＳ４
２０Ｊ２）に比べて１ランク上の湿潤耐食性を有してい
ることが認められた。
、皮膜補修能力の向上、不動態化皮膜形戊能の向上など
が期待出来るＣｒ、Ｍｏ、Ｃｕなどの合金元素の添加が
有効である。 また、冷間加工性の向上には、割れやボイドの起点とな
る粗大炭化物の除去が効果的である。この炭化物は、Ｍ
、Ｃ３（Ｍは、主にＣｒ）が主体であるため、これを生
成させないような鋼組成上の配慮が必要である。具体的
には、これは、Ｃｒ 、 Ｍ ｏ量との関係と必要とす
る強度とを考慮しながらＣ量を低減することにより達成
される。 さらに１歩留りを向上させて材料を安価に提供するため
には、熱間加工性が優れることが必須である。これには
、低Ｓｉ、低Ｓにすると共に、Ｃａの微量添加が有効で
ある。さらに改善するには、Ｂ、ＲＥＭの添加も有効で
ある。 発明者らは、上記の様に強度と耐食性、冷間および熱間
の加工性を考慮し研究開発を進めたところ、これらの特
性に優れたＣｒ系高強度マルテンサイトステンレス鋼を
見いだした。 すなわち、本発明に係る高強度ステンレス鋼は１重量％
で、Ｃ：０．３〜０．６％、Ｓｉ二０．３％以下、Ｍ
ｎ ＋ ０ 、３％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０
．００５％以下、Ｎｉ：０．６％以下、Ｃｒ： １３．
０〜１９．０％、Ｍｏ：０．３〜３．０％、 Ｃａ：０
．００２〜０．０２％、Ａｌ：０．０５％以下、さらに
Ｂ：０．００２〜０．０２％および希土類元素二０．０
０５〜０．０５％のうちから選ばれる１種または２種以
上、さらにまた必要に応じてＶ：０．０３〜０．３０％
、Ｎｂ：０．０３〜０．３０％およびＴａ：０．０３〜
０．３０％のうちから選ばれる１種または２種以上、同
じく必要に応じてＣｕ：０．３〜２．０％を含有し、残
部Ｆｅおよび不純物からなり、焼なまし状態において優
れた冷間加工性を有することを特徴としており、このよ
うな高Ｃｒステンレス鋼の組成とすることにより上述し
た従来の課題を解決するための手段としたものである。 次に、本発明に係る冷間加工性の優れた高強度ステンレ
ス鋼の成分組成（重量％）の限定理由について説明する
。 Ｃ：０．３〜０．６％ Ｃは鋼の強度を得るのに必須の元素である。すなわち、
焼入れ時に母相の大部分をマルテンサイト組織にし、こ
れに固溶して強度を著しく高める。また、その後続もど
しを行う場合には、炭化物を形成して強化に寄与する。 そして、十分な強度を得るためには、０．３％以上の添
加が必要である。しかし、Ｃを多量に添加すると、冷間
加工するための球状化焼鈍（Ｓ Ａ）による軟化処理を
施した時に、母相に未固溶の粗大なＭ、Ｃ３（Ｍは主に
Ｃｒ）が残留し、冷間加工性を害する。さらに、Ｃはマ
ルテンサイト変態点を低下させ、焼入れ時にオーステナ
イト相を残留させ、強度を低下させると共に置き割れを
生じさせ易くする。そのため、Ｃの上限を０．６％とし
た。 Ｓｉ：０．３％以下 Ｓｉは通常脱酸剤として添加される。このＳｉは冷間お
よび熱間の加工性を害するので、極力添加を抑制するこ
とが望ましいが、溶製時の製造性を考え、上限を０．３
％とした。 Ｍｎ：０．３％以下 ＭｎもＳｉと同様に脱酸剤として添加されるが、冷間加
工性と耐食性を害するので、０．３％以下とした。 Ｐ：０．０３％以下 Ｐは原料等より鋼中に不純物として混入するものである
が、多すぎると、鋼の靭性を損なうので、０．０３％以
下とした。 Ｓ：０．００５％以下 Ｓも鋼中に不純物として混入するもので、熱間加工性を
劣化させるので、その上限を０ 、００５％とした。 Ｎｉ：０．６％以下 Ｎｉはマルテンサイト相の靭性を向上させる元素である
が、多量に含まれると焼鈍しにくくなると同時に変態点
が低下して残留オーステナイトが生成し易くなるので、
上限を０．８％とした。 Ｃｒ： １３．０〜１９．０％ Ｃｒは鋼に耐食性を付与する最も基本的な元素であると
同時に、本発明では炭化物を形成する。 そして、十分な耐食性を得るには１３．０％以上のＣｒ
が母相に固溶することが必要である。さらに、含有する
Ｃ量にもよるが、Ｃｒが１３．０％未満では粗大な炭化
物であるＣｒ７Ｃ３が生成して冷間加工性を害するので
、Ｃｒ含有量は１３．０％以上とした。また、Ｃｒを多
量に含有するとδ−フェライト相を生成して弾度が低下
するので、その上限を１９．０％にした。 Ｍｏ：０．３〜３．０％ ＭＯは鋼の耐食性を向上させるのに有効な元素であり、
この様な効果を得るには０．３％以上含有することが必
要である。また、３．０％超過では、Ｃｒと同様にδ−
フェライトが生成し易くなると共に熱間加工性も劣化さ
せる。 Ｃａ：０．００２〜０．０２％ Ｃａは少量の含有により熱間加工性と被削性を向上させ
る。しかし、０．００２％未満ではその効果は期待でき
ない、また、多量に含有するとかえって熱間加工性が低
下するので、その上限を０．０２％とした。 Ａ又：０．０５％以下 ＡＩＬは脱酸剤として使用されるが、冷間加工性を害す
る酸化物として鋼中に残存するおそれがあるので、不必
要な添加は避ける必要があり、０．０５％を上限とした
。 Ｂ：０．００２〜０．０２％ 希土類元素（ＲＥＭ）：０．００５〜０．０５％ ＢとＲＥＭ （希土類元素のうちから選ばれる１種また
は２種以上）は共に熱間加工性を向上させる同様の作用
を有するので、ＢおよびＲＥＭのうちの少なくとも１種
または２種以上を添加する。 このＢおよびＲＥＭの作用は、Ｂが０．００２％以上、
ＲＥＭが０．００５％以上含有させなければ顕著な作用
が得られない、また、多量に添加するといずれの元素も
熱間加工性をかえって低下させる。そして、Ｂが多量に
なると、粒界でほう化物を形成したり、濃化してその部
分の融点を下げ、熱間割れを生じ易くする。また、ＲＥ
Ｍが多量になると、介在物を多数形成し１割れの起点と
して作用して熱間加工性を低下させる。したがって、こ
れらの理由により、Ｂの上限を０．０２％、ＲＥＭの上
限を０．０５％とした。 Ｖ：０．０３〜０．３０％ Ｎｂ：０．０３〜０．３０％ Ｔａ：０．０３〜０．３０％ Ｖ、ＮｂおよびＴａは微細な炭化物を形成して強度の向
上に寄与するので、必要に応じて添加する。しかし、０
．０３％未満ではその効果は少なく、０．３０％を超え
て多量に含有すると炭化物が粗大となり熱間、冷間の加
工性が悪くなる。そのため添加する場合にはＶ、Ｎｂお
よびＴａの含有量をそれぞれ０．０３〜０．３０％とし
た。 Ｃｕ：０．３〜２．０％ Ｃｕは耐食性を向上させるのに有効な元素であり、必要
に応じて添加する。そして、明瞭な効果を得るには０．
３％以上含有させる必要があるが、多量に添加すると熱
間加工性を害するばかりでなく、Ｎｉと同じく変態点を
低下させるので、添加する場合には含有量の上限を２．
０％とした。 （実施例） 第１表に示す化学成分の本発明実施例鋼Ｎｏ。 １〜８と比較例鋼Ｎ００１〜７を真空およびアルゴン雰
囲気中で５０Ｋｇ溶製し、鍛造して直径１６ｍｍの素材
を製造した０次いで、これらの素材より、熱間加工性を
評価するための素材を採取した後、軟化させるために球
状化焼鈍を施した。 そして、熱間加工性の評価に際しては、１０００℃での
熱間圧延時において割れの程度により評価した。この結
果を同じく第１表に示す。 なお、第１表の熱間加工性の欄において、Ａは割れがな
かったこと、Ｂは割れが少しあったこと、Ｃは割れが多
かったことを示している。 第１表に示すように、本発明実施例鋼Ｎｏ、 １〜８
は、比較例鋼のＮｏ、５ （ＳＵＳ４１０）およびＮｏ
、６ （ＳＵＳ４２（ｌＪ２）なみの優れた熱間加工性
を有していることが確かめられた。 次に、冷間加工性を評価するために、球状化焼鈍材を用
いて室温圧縮試験を実施した。この実施の間における圧
縮真応力と圧縮歪との関係を本発明実施例鋼Ｎｏ、 ２
、比較例鋼Ｎ００４およびＮ００６について第１図に
示す、また、割れの発生しない限界の圧縮全文ｎ （ｈ
ｏ ／ ｈ） （ｈｏ ：圧縮前の試験片の高さ、ｈ
：試験後の試験片の高さ）を同じく第１表に示す。 第１図に示すように、本発明実施例鋼Ｎ００２は、比較
例鋼Ｎ００４の５ＵＳ４４０Ｃよりも大幅に冷間加工性
が優れており、同じく比較例鋼Ｎｏ。 ６の５ＵＳ４２０Ｊ２と同等ないしはそれ以上であり、
冷間加工用として十分使用に酎え得るものである。また
、他の本発明実施例鋼も割れの発生しない限界圧縮歪が
第１表に示すように１．８０以上であり、良好な冷間加
工性を有していることが認められた。そしてさらに、冷
間加工性を害する粗大炭化物の有無を調査したところ、
同じく第１表のミクロ組織の欄に示すように（０印は粗
大炭化物なし、Ｘ印は粗大炭化物ありを示す、）、冷間
加工性と良い対応を示した。 さらに、各供試材の焼入れ・低温焼もどし後の硬さを調
べたところ、同じく第１表の硬さの欄に示すように、本
発明実施例鋼の硬さはいずれもＨＲＣ５０以上であり、
強度も優れていることが確かめられた。さらにまた、焼
入れ・低温焼もどし後の各供試材の耐食性を湿潤試験に
より調べた。この湿潤試験は、温度４９℃、湿度９５％
以上の湿潤環境に７２時間保持した後の錆の発生の有無
を調べたもので、この結果を同じく第１表の耐食性の欄
に示す。なお、第１表において、Ａは錆の発生がなかっ
たこと、Ｂは錆の発生が少しあったこと、Ｃは錆の発生
がかなりあったこと、Ｄは錆の発生が全面にあったこと
を示している。 第１表に示すように、本発明実施例鋼はいずれも比較例
鋼Ｎｏ、４ （ＳＵＳ４４０Ｃ）やＮ００６（ＳＵＳ４
２０Ｊ２）に比べて１ランク上の湿潤耐食性を有してい
ることが認められた。
以上のように、本発明に係るステンレス鋼は、重量％で
、Ｃ：０．３〜０．６％、Ｓｉ：０．３％以下、Ｍ ｎ
： ０ 、３％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．
００５％以下、Ｎｉ：０．６％以下、Ｃｒ： １３．０
〜１９．０％、Ｍ ｏ ＋ ０ 、３〜３．０％、Ｃａ
：０．００２〜０．０２％、Ａｌ：０．０５％以下、さ
らにＢ：０．００２〜０．０２％および希土類元素：
０．００５〜０．０５％のうちから選ばれる１種または
２種以上、さらにまた必要に応じてＶ：０．０３〜０．
３０％、Ｎｂ：０．０３〜０．３０％およびＴａ：０．
０３〜０．３０％のうちから選ばれる１種または２種以
上、同じく必要に応じてＣｕ：０．３〜２．０％を含有
し、残部Ｆｅおよび不純物からなるものであるから、素
材製造時の熱間加工性が良好であるため、製造性にすぐ
れたものとなっており、したがって素材を安価に提供す
ることができ、かつまた従来鋼に比べて焼なまし状態に
おいて冷間加工性に著しく優れていると共に、焼入れ焼
もどし後の硬さが大で強度が比較的高く、さらにまた従
来鋼に比べて耐食性にも著しくすぐれたものであって、
従来の耐食性と冷間加工性の双方の課題を解決し、比較
的安価な冷間加工用高耐食性高強度ステンレス鋼を提供
することが可能であるという著大なる効果がもたらされ
る。
、Ｃ：０．３〜０．６％、Ｓｉ：０．３％以下、Ｍ ｎ
： ０ 、３％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．
００５％以下、Ｎｉ：０．６％以下、Ｃｒ： １３．０
〜１９．０％、Ｍ ｏ ＋ ０ 、３〜３．０％、Ｃａ
：０．００２〜０．０２％、Ａｌ：０．０５％以下、さ
らにＢ：０．００２〜０．０２％および希土類元素：
０．００５〜０．０５％のうちから選ばれる１種または
２種以上、さらにまた必要に応じてＶ：０．０３〜０．
３０％、Ｎｂ：０．０３〜０．３０％およびＴａ：０．
０３〜０．３０％のうちから選ばれる１種または２種以
上、同じく必要に応じてＣｕ：０．３〜２．０％を含有
し、残部Ｆｅおよび不純物からなるものであるから、素
材製造時の熱間加工性が良好であるため、製造性にすぐ
れたものとなっており、したがって素材を安価に提供す
ることができ、かつまた従来鋼に比べて焼なまし状態に
おいて冷間加工性に著しく優れていると共に、焼入れ焼
もどし後の硬さが大で強度が比較的高く、さらにまた従
来鋼に比べて耐食性にも著しくすぐれたものであって、
従来の耐食性と冷間加工性の双方の課題を解決し、比較
的安価な冷間加工用高耐食性高強度ステンレス鋼を提供
することが可能であるという著大なる効果がもたらされ
る。
第１図は本発明実施例鋼Ｎ００２および比較例鋼Ｎｏ、
４ 、 Ｎｏ、 ６について室温圧縮試験を行った際
の圧縮真応力と圧縮歪との関係を調べた結果を例示する
グラフである。
４ 、 Ｎｏ、 ６について室温圧縮試験を行った際
の圧縮真応力と圧縮歪との関係を調べた結果を例示する
グラフである。
Claims (4)
- （１）重量％で、Ｃ：０．３〜０．６％、Ｓｉ：０．３
％以下、Ｍｎ：０．３％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ
：０．００５％以下、Ｎｉ：０．６％以下、Ｃｒ：１３
．０〜１９．０％、Ｍｏ：０．３〜３．０％、Ｃａ：０
．００２〜０．０２％、Ａｌ：０．０５％以下、さらに
Ｂ：０．００２〜０．０２％および希土類元素：０．０
０５〜０．０５％のうちから選ばれる１種または２種以
上、残部Ｆｅおよび不純物からなり、焼なまし状態にお
いて優れた冷間加工性を有することを特徴とする冷間加
工性の優れた高強度ステンレス鋼。 - （２）重量％で、Ｃ：０．３〜０．６％、Ｓｉ：０．３
％以下、Ｍｎ：０．３％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ
：０．００５％以下、Ｎｉ：０．６％以下、Ｃｒ：１３
．０〜１９．０％、Ｍｏ：０．３〜３．０％、Ｃａ：０
．００２〜０．０２％、Ａｌ：０．０５％以下、さらに
Ｂ：０．００２〜０．０２％および希土類元素：０．０
０５〜０．０５％のうちから選ばれる１種または２種以
上、さらにまたＶ：０．０３〜０．３０％、Ｎｂ：０．
０３〜０．３０％およびＴａ：０．０３〜０．３０％の
うちから選ばれる１種または２種以上、残部Ｆｅおよび
不純物からなり、焼なまし状態において優れた冷間加工
性を有することを特徴とする冷間加工性の優れた高強度
ステンレス鋼。 - （３）重量％で、Ｃ：０．３〜０．６％、Ｓｉ：０．３
％以下、Ｍｎ：０．３％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ
：０．００５％以下、Ｎｉ：０．６％以下、Ｃｒ：１３
．０〜１９．０％、Ｍｏ：０．３〜３．０％、Ｃａ：０
．００２〜０．０２％、Ａｌ：０．０５％以下、さらに
Ｂ：０．００２〜０．０２％および希土類元素：０．０
０５〜０．０５％のうちから選ばれる１種または２種以
上、さらにまたＣｕ：０．３〜２．０％、残部Ｆｅおよ
び不純物からなり、焼なまし状態において優れた冷間加
工性を有することを特徴とする冷間加工性の優れた高強
度ステンレス鋼。 - （４）重量％で、Ｃ：０．３〜０．６％、Ｓｉ：０．３
％以下、Ｍｎ：０．３％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ
：０．００５％以下、Ｎｉ：０．６％以下、Ｃｒ：１３
．０〜１９．０％、Ｍｏ：０．３〜３．０％、Ｃａ：０
．００２〜０．０２％、Ａｌ：０．０５％以下、さらに
Ｂ：０．００２〜０．０２％および希土類元素：０．０
０５〜０．０５％のうちから選ばれる１種または２種以
上、さらにまたＶ：０．０３〜０．３０％、Ｎｂ：０．
０３〜０．３０％およびＴａ：０．０３〜０．３０％の
うちから選ばれる１種または２種以上、さらにまたＣｕ
：０．３〜２．０％、残部Ｆｅおよび不純物からなり、
焼なまし状態において優れた冷間加工性を有することを
特徴とする冷間加工性の優れた高強度ステンレス鋼。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10269288A JPH01275737A (ja) | 1988-04-27 | 1988-04-27 | 冷間加工性の優れた高強度ステンレス鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10269288A JPH01275737A (ja) | 1988-04-27 | 1988-04-27 | 冷間加工性の優れた高強度ステンレス鋼 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH01275737A true JPH01275737A (ja) | 1989-11-06 |
Family
ID=14334304
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP10269288A Pending JPH01275737A (ja) | 1988-04-27 | 1988-04-27 | 冷間加工性の優れた高強度ステンレス鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH01275737A (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2001053555A1 (de) * | 2000-01-17 | 2001-07-26 | Stahlwerk Ergste Westig Gmbh | Chrom-stahllegierung |
| WO2016093762A1 (en) * | 2014-12-09 | 2016-06-16 | Voestalpine Precision Strip Ab | Stainless steel for flapper valves |
| SE1751230A1 (en) * | 2017-10-05 | 2019-04-06 | Uddeholms Ab | Stainless steel |
-
1988
- 1988-04-27 JP JP10269288A patent/JPH01275737A/ja active Pending
Cited By (11)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2001053555A1 (de) * | 2000-01-17 | 2001-07-26 | Stahlwerk Ergste Westig Gmbh | Chrom-stahllegierung |
| GB2374605A (en) * | 2000-01-17 | 2002-10-23 | Stahlwerk Ergste Westig Gmbh | Chrome steel alloy |
| GB2374605B (en) * | 2000-01-17 | 2004-02-25 | Stahlwerk Ergste Westig Gmbh | Chrome steel alloy |
| US6770243B2 (en) | 2000-01-17 | 2004-08-03 | Stahlwerk Ergste Westig Gmbh | Chrome steel alloy |
| CZ297208B6 (cs) * | 2000-01-17 | 2006-10-11 | Stahlwerk Ergste Westig Gmbh | Ocel legovaná chrómem |
| WO2016093762A1 (en) * | 2014-12-09 | 2016-06-16 | Voestalpine Precision Strip Ab | Stainless steel for flapper valves |
| SE1751230A1 (en) * | 2017-10-05 | 2019-04-06 | Uddeholms Ab | Stainless steel |
| WO2019070189A1 (en) * | 2017-10-05 | 2019-04-11 | Uddeholms Ab | STAINLESS STEEL, PRE-ALLOYED POWDER OBTAINED BY ATOMIZATION OF THIS STEEL AND USE OF THIS PRE-ALLOY POWDER |
| SE541151C2 (en) * | 2017-10-05 | 2019-04-16 | Uddeholms Ab | Stainless steel |
| US11591678B2 (en) | 2017-10-05 | 2023-02-28 | Uddeholms Ab | Stainless steel |
| US12421582B2 (en) | 2017-10-05 | 2025-09-23 | Uddeholms Ab | Stainless steel |
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