JPH04214842A - 加工性に優れた高強度ステンレス鋼 - Google Patents
加工性に優れた高強度ステンレス鋼Info
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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。
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Description
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は，焼鈍状態で加工性に優
れ， 加工後のサブゼロ処理により高強度を発現する加
工性に優れた高強度ステンレス鋼に関するものである。 【０００２】〔従来の技術と問題点〕 従来より，高強度ステンレス鋼として， 加工硬化型の
ＳＵＳ３０１， ＳＵＳ３０４或いは時効硬化型のＳＵ
Ｓ６３０， ＳＵＳ６３１などが多用され，各種ばね材
等に適用されている。ＳＵＳ３０１に代表される加工硬
化型ステンレス鋼は冷間加工によるオーステナイト相の
加工硬化と高硬度の加工誘起マルテンサイトの生成によ
り高強度化させるものである。また，冷間加工後， 時
効処理によりさらに高強度化させる場合もある。しかし
ながら，これらの鋼は冷間加工を施して加工硬化させる
必要があり，その結果， 成形加工性に劣るという欠点
を有している。 【０００３】一方， 時効硬化型ステンレス鋼は時効処
理により高強度は得られるものの，一般に加工性に乏し
く， また時効処理を４００℃付近で行なう必要があり
，テンパーカラーが付く，時効処理時に変形する等の危
険性がある， といった問題がある。また，かような時
効処理ではなく−７３℃程度の工業的に容易に得られる
温度でのサブゼロ処理により高強度化が図れるステンレ
ス鋼も知られているが，この系の材料は加工硬化が激し
いので，加工施工時に大きな負荷を必要とし作業性に劣
るという欠点を有している。さらに， この系の材料は
合金組成がわずかに変動すると，焼鈍状態でマルテンサ
イト相が多量に生成し，加工性が劣化するか，あるいは
サブゼロ処理を施しても材料が硬化しないという欠点を
有している。 【０００４】〔発明の目的〕 したがって本発明の目的は，焼鈍状態で加工性に優れる
と同時に加工硬化の程度が低く，しかも−７３℃程度の
サブゼロ処理により高強度が図れるステンレス鋼を提供
するにある。 【０００５】〔発明の構成〕 前記の目的を達成せんとする本発明の要旨とするところ
は，重量％で，Ｃ：０．０１〜０．３０％， Ｓｉ：０
．２〜３．０％， Ｍｎ：４．０ ％以下， Ｐ：０．
０３０ ％以下，Ｓ：０．００８％以下，Ｎｉ：３．０
〜７．０％， Ｃｒ：１２．０〜１８．０％， Ｎ：０
．０１〜０．２５％， Ｂ：０．０００３〜０．３０％
を含有し，かつ Ａ値＝Ｎｉ＋０．６１×Ｍｎ＋２２
．６０×Ｃ＋１３．７７×Ｎ＋０．４３×Ｃｒ＋０．３
３×Ｓｉ ＋０．２０×Ｂ で定義されるＡ値が１５．７〜１８．０の範囲となるよ
うに各元素の含有量が調整されるか， さらには，３．
０％以下のＭｏ， ３．０％以下のＣｕ， ３．０％以
下のＣｏ， ０．５％以下のＮｂ， ０．５％以下のＶ
， ０．５％以下のＷまたは０．５％以下のＴｉの１種
または２種以上を含有したうえ， Ａ値＝Ｎｉ＋０
．６１×Ｍｎ＋２２．６０×Ｃ＋１３．７７×Ｎ＋０．
４３×Ｃｒ＋０．３３×Ｓｉ ＋０．２
０×Ｂ＋０．２５×Ｍｏ＋０．１８×Ｃｕ＋０．２９×
Ｃｏ＋０．３６×Ｎｂ ＋０．３３×Ｖ
＋０．２７×Ｗ＋０．３５×Ｔｉで定義されるＡ値が１
５．７〜１８．０の範囲となるように各元素の含有量が
調整され，残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる，
焼鈍状態で優れた加工性を有しサブゼロ処理によって
高強度を発現する加工性に優れた高強度ステンレス鋼に
ある。 【０００６ 】〔発明の詳述〕 一般にオーステナイト系ステンレス鋼においてはＣｒ，
Ｎｉなどの主成分の含有量でＭｓ点 （焼入れマルテン
サイト相が生成し始める温度） が大きく変動する。本
発明者等の研究によれば，焼鈍状態での主な組織がオー
ステナイト相で，且つそのＭｓ点が室温付近となるよう
に成分設計を行えば良好な加工性を示すことになるが，
これにＳｉを適量含有させると加工性が著しく向上す
ること，またＢを適量含有させると加工硬化を増大する
ことなしに十分な焼入れ性を得ることができ，従って加
工施工時の負荷を低減し作業性を改善できることがわか
った。さらに成型あるいは曲げなどの加工後，−７３℃
程度の温度域にてマルテンサイト変態を誘起させるが，
そのさいＢは多量のマルテンサイト相を成分変動に対し
て安定に生成せしめること，さらにＳｉはマルテンサイ
ト相を強化し，高強度化に極めて有効であることが明ら
かとなった。すなわち， Ｍｓ点が室温付近になるよう
成分調整されたＣｒ−Ｎｉ系準安定型ステンレス鋼にお
いて，ＳｉとＢを複合的に添加すると焼鈍状態で優れた
加工性を示し，かつサブゼロ処理により高強度化させる
ことができることを見出した。本発明はこのような知見
事実のもとになされたものである。 【０００７】先ず，本発明鋼の各成分とその含有量の限
定理由について説明する。Ｃは強力なオーステナイト生
成元素で，該Ａ値の調整に必須の元素である。さらにＣ
はサブゼロ処理後に生成されるマルテンサイト相の高強
度化にも必須の元素であり，０．０１％以上含有させる
必要がある。しかし，多量に含有すると本発明鋼の特徴
である優れた加工性が得られなくなり， また耐食性も
劣化するのでその上限を０．３０％とする。 【０００８】Ｓｉは本発明鋼の特徴である焼鈍状態での
優れた加工性を付与するのに必須の元素である。またサ
ブゼロ処理後に生成されるマルテンサイト相の高強度化
にも著しく有効に寄与する元素である。これらの効果を
発揮するにはＳｉを０．２％以上含有させる必要がある
。しかしながら，Ｓｉはフエライト生成元素であり，多
量に含有すると焼鈍後に多量のδフエライト相が生成し
，サブゼロ処理を施しても高強度が得られなくなる。こ
の理由からＳｉの上限を３．０％とする。 【０００９】ＭｎはＮｉと同様にオーステナイト生成元
素であり， Ａ値を調整するのに必須の元素である。し
かしＭｎを多量に含有すると，溶製時にＭｎヒュームが
多量に発生しまた炉壁の損傷が激しくなるなどの理由に
よって製造が困難になるので，その上限を４．０％とす
る。 【００１０】Ｐは多量に含有すると加工性が劣化するの
でその上限を０．０３０％とする。 【００１１】Ｓはその大部分が介在物として存在し，加
工性を劣化させるため，その上限を０．００８％とする
。 【００１２】ＮｉはＭｎと同様にオーステナイト
生成元素であり， Ａ値を本発明で規定する範囲に調整
し，焼鈍状態でオーステナイト相を得るのに必要な元素
であり，このためには３．０％以上は必要である。しか
し，Ｎｉを多量に含有するとＡ値が増加しすぎ，サブゼ
ロ処理を施してもマルテンサイト相があまり生成されず
高強度が得られないのでその上限を７．０％とする。 【００１３】Ｃｒはステンレス鋼の必須元素であり，良
好な耐食性を得るには１２．０％以上の含有が必要であ
る。 また，Ａ値を本発明で規定する範囲に調整するのに必須
の元素でもある。しかしＣｒは強力なフエライト生成元
素であり，あまり多量に含有すると焼鈍状態でδフエラ
イト相が生成し，サブゼロ処理後の高強度化が図れなく
なる。したがってその上限を１８．０％とする。 【００１４】Ｎは，Ｃと同様に強力なオーステナイト生
成元素であり，Ａ値の調整に必須の元素である。またＮ
はＣと同様にサブゼロ処理後に生成されるマルテンサイ
ト相の固溶強化元素であり，サブゼロ処理により高強度
を得るのに極めて有効な元素でもある。このためには０
．０１％以上の含有が必要であるが，あまり多量に含有
すると鋼塊にブローホールが生じ， 健全な鋼塊が得ら
れなくなるため，その上限を０．２５％とする。 【００１５】Ｂは，焼鈍状態での加工硬化を増大するこ
となしに加工性を向上させるという作用を供する点で本
発明鋼の特徴的な元素である。しかも，Ｂはサブゼロ処
理により多量のマルテンサイト相を生成させるのに有効
に寄与する。さらに， Ｂは合金組成のばらつきに対し
て， 多量のマルテンサイト相を安定して生成させるの
に有効な元素である。これらの効果を発現させるために
はＢを０．０００３％以上含有させる必要がある。しか
しながら， 多量に含有すると多量のボライドが生成し
，熱間加工性が低下するためその上限を０．３０％とす
る。 【００１６】Ｍｏは耐食性の向上に寄与する元素である
。またサブゼロ処理後の高強度化にも寄与する有効な元
素である。しかしながら，ＭｏはＣｒと同様にフエライ
ト生成元素であり，多量に含有するとδフエライト相が
生成され，サブゼロ処理を施しても高強度が得られなく
なる。したがって，その上限を３．０％とする。 【００１７】Ｃｕは焼鈍状態での加工性を向上するに有
効な元素である。しかし，あまり多量に含有すると製造
性が劣化するのでその上限を３．０％とする。 【００１８】Ｃｏは耐食性の向上に寄与する元素である
。また，Ｃｏはオーステナイト生成元素でＡ値を調整し
，焼鈍状態でオーステナイト相を得るのに有効な元素で
あるとともに，サブゼロ処理後の生成マルテンサイト量
を増大させ，高強度化に寄与する元素でもある。しかし
多量に含有させるとＡ値が増大し，サブゼロ処理を施し
てもマルテンサイト相が生成しないこともあり高強度が
得られなくなるので，その上限を３．０％とする。 【００１９】Ｎｂ，Ｖ，ＷおよびＴｉは耐粒界腐食性を
向上するに有効な元素である。しかし，いずれも添加量
が増えるとδフエライトが生成され熱間加工性が劣化す
るためそれぞれの上限を０．５％とする。 【００２０】Ａ値は，本鋼の特徴である焼鈍状態で優れ
た加工性を有し，且つサブゼロ処理により高強度を得る
ための指標として，本発明鋼の開発中に実験室的に得ら
れたもので次式にて定義され，各成分の含有量が前述の
範囲であっても，このＡ値が１５．７〜１８．０の範囲
となるように各成分量が調整されることが本発明の目的
達成には必要である。 Ａ値＝Ｎｉ＋０．６１×Ｍｎ＋２２．６０×Ｃ＋１
３．７７×Ｎ＋０．４３×Ｃｒ＋０．３３×Ｓｉ
＋０．２０×Ｂ＋０．２５×Ｍｏ＋０．１８
×Ｃｕ＋０．２９×Ｃｏ＋０．３６×Ｎｂ
＋０．３３×Ｖ＋０．２７×Ｗ＋０．３５×Ｔｉ【
００２１】図１は，各成分量を前述の各々の範囲内で変
化させてＡ値を変えた鋼を同一条件で焼鈍した焼鈍材お
よび同一条件でサブゼロ処理したサブゼロ処理材のマル
テンサイト量を測定し，Ａ値との関係を見たものである
。同図に見られるように，Ａ値が１５．７未満であると
，焼鈍状態でマルテンサイト相が多量に生成されるので
既に高強度となり加工性に乏しい。また， サブゼロ処
理を施した場合もマルテンサイト量の増加傾向は頭打ち
となり強度の上昇割合も小さい。他方， Ａ値が１８．
０を超えた場合には，焼鈍状態ではオーステナイト単相
となり加工性は優れるものの，オーステナイト相が安定
になりすぎ，サブゼロ処理を施してもマルテンサイト相
があまり生成されず高強度が得られない。これに対し，
Ａ値の範囲は１５．７〜１８．０では焼鈍状態でマルテ
ンサイトは殆んど生じないか生じても極めて少なく，従
って加工性が良好でありサブゼロ処理を施すと充分なマ
ルテンサイトが生成して高強度となる。したがってＡ値
の範囲が１５．７〜１８．０の範囲となるように前記の
各成分量の範囲で各成分量を調整することが本発明の目
的達成には必要となる。 なお，図１の破線は，Ｂを添加しないで前記と同様にＡ
値を変化させた対照鋼の焼鈍材およびサブゼロ処理材に
ついてマルテンサイト量とＡ値の関係を示したものであ
る。実線の前記Ｂ添加鋼と比較すると，焼鈍材では本発
明に従うＢ添加鋼と対照のＢ無添加鋼とではマルテンサ
イト量に大きな差はないが，サブゼロ処理材では，Ｂを
添加した本発明鋼の方がマルテンサイト量が多くなって
おり，Ｂ添加の効果が認められる。以下に実施例を挙げ
て本発明の効果を具体的に示す。 【００２２】 【実施例】表１に供試鋼の化学成分並びにＡ値を示した
。Ａ１〜Ａ３鋼は従来鋼である。Ｂ１〜Ｂ２０鋼は本発
明鋼である。また，Ｃ１〜Ｃ３鋼は比較鋼であり本発明
で規定する範囲を外れた成分含有量の鋼である。これら
の鋼を真空溶解法にて１２ｋｇ溶製して鋳造し，得られ
た鋼塊を鍛造後， 熱間圧延により３ｍｍ厚みの板とし
，溶体化処理後，冷間圧延と焼鈍を繰り返し，１．０ｍ
ｍ厚みの焼鈍板を得た。これを供試材として，ドライア
イスで冷却したメチルアルコール （−７３℃）内に１
時間保持するサブゼロ処理を施した。表２に，各鋼の焼
鈍材並びにサブゼロ処理材のマルテンサイト量（Ｍ量）
と，硬さおよび引張特性を示した。 【００２３】 【表１】 【００２４】 【表２】 【００２５】表２の結果に見られるように，従来鋼のＡ
１，Ａ２，Ａ３鋼ではＡ値がいずれも１８．０を越えて
おり，焼鈍材， サブゼロ処理材ともにマルテンサイト
量は０．５％以下であってオーステナイト相は安定であ
る。したがって，硬さおよび引張特性はサブゼロ処理を
施してもほとんど変化しない。 【００２６】比較鋼のＣ１鋼では各元素の含有量は本発
明の範囲であるが，Ａ値が１４．６５と低いため焼鈍材
ですでにマルテンサイト相が多量に存在し，硬さが５１
４と高く， 伸びが４．１％と低くて加工性が乏しい。 Ｃ２鋼では各元素の含有量は本発明の範囲であるが，Ａ
値が１９．３８と高いので焼鈍材でマルテンサイト相が
存在せず，硬さが２３８，伸びが３７．８％と良好な加
工性を有しているが，サブゼロ処理材の生成マルテンサ
イト量が少なく， 硬さ， 引張強さはほとんど変化し
ない。また，Ｃ３鋼はＡ値が１７．５４で本発明の範囲
であるが，Ｃ量が低いのでサブゼロ処理後の硬さが２７
８と低く高強度とは言えない。 【００２７】これに対して， 本発明鋼はすべてＡ値が
１５．７〜１８．０の範囲であり，焼鈍材での硬さが３
００以下と低く， かつ伸びも３０％以上あり，優れた
加工性を有している。そして， サブゼロ処理後では硬
さが４００以上まで増加し高強度化していることがわか
る。 【００２８】以上のように本発明鋼はＭｓ点を室温付近
になるように成分調整した鋼にＳｉとＢを複合添加する
ことにより溶体化処理状態で優れた加工性を有し， か
つ−７３℃程度の温度域でのサブゼロ処理を施すことに
よって高強度が得られるものであり，サブゼロ処理後に
脱スケールなどの後処理の必要もない。したがってその
工業的価値が極めて高い高強度ステンレス鋼材料を提供
するものである。
れ， 加工後のサブゼロ処理により高強度を発現する加
工性に優れた高強度ステンレス鋼に関するものである。 【０００２】〔従来の技術と問題点〕 従来より，高強度ステンレス鋼として， 加工硬化型の
ＳＵＳ３０１， ＳＵＳ３０４或いは時効硬化型のＳＵ
Ｓ６３０， ＳＵＳ６３１などが多用され，各種ばね材
等に適用されている。ＳＵＳ３０１に代表される加工硬
化型ステンレス鋼は冷間加工によるオーステナイト相の
加工硬化と高硬度の加工誘起マルテンサイトの生成によ
り高強度化させるものである。また，冷間加工後， 時
効処理によりさらに高強度化させる場合もある。しかし
ながら，これらの鋼は冷間加工を施して加工硬化させる
必要があり，その結果， 成形加工性に劣るという欠点
を有している。 【０００３】一方， 時効硬化型ステンレス鋼は時効処
理により高強度は得られるものの，一般に加工性に乏し
く， また時効処理を４００℃付近で行なう必要があり
，テンパーカラーが付く，時効処理時に変形する等の危
険性がある， といった問題がある。また，かような時
効処理ではなく−７３℃程度の工業的に容易に得られる
温度でのサブゼロ処理により高強度化が図れるステンレ
ス鋼も知られているが，この系の材料は加工硬化が激し
いので，加工施工時に大きな負荷を必要とし作業性に劣
るという欠点を有している。さらに， この系の材料は
合金組成がわずかに変動すると，焼鈍状態でマルテンサ
イト相が多量に生成し，加工性が劣化するか，あるいは
サブゼロ処理を施しても材料が硬化しないという欠点を
有している。 【０００４】〔発明の目的〕 したがって本発明の目的は，焼鈍状態で加工性に優れる
と同時に加工硬化の程度が低く，しかも−７３℃程度の
サブゼロ処理により高強度が図れるステンレス鋼を提供
するにある。 【０００５】〔発明の構成〕 前記の目的を達成せんとする本発明の要旨とするところ
は，重量％で，Ｃ：０．０１〜０．３０％， Ｓｉ：０
．２〜３．０％， Ｍｎ：４．０ ％以下， Ｐ：０．
０３０ ％以下，Ｓ：０．００８％以下，Ｎｉ：３．０
〜７．０％， Ｃｒ：１２．０〜１８．０％， Ｎ：０
．０１〜０．２５％， Ｂ：０．０００３〜０．３０％
を含有し，かつ Ａ値＝Ｎｉ＋０．６１×Ｍｎ＋２２
．６０×Ｃ＋１３．７７×Ｎ＋０．４３×Ｃｒ＋０．３
３×Ｓｉ ＋０．２０×Ｂ で定義されるＡ値が１５．７〜１８．０の範囲となるよ
うに各元素の含有量が調整されるか， さらには，３．
０％以下のＭｏ， ３．０％以下のＣｕ， ３．０％以
下のＣｏ， ０．５％以下のＮｂ， ０．５％以下のＶ
， ０．５％以下のＷまたは０．５％以下のＴｉの１種
または２種以上を含有したうえ， Ａ値＝Ｎｉ＋０
．６１×Ｍｎ＋２２．６０×Ｃ＋１３．７７×Ｎ＋０．
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Ｃｏ＋０．３６×Ｎｂ ＋０．３３×Ｖ
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５．７〜１８．０の範囲となるように各元素の含有量が
調整され，残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる，
焼鈍状態で優れた加工性を有しサブゼロ処理によって
高強度を発現する加工性に優れた高強度ステンレス鋼に
ある。 【０００６ 】〔発明の詳述〕 一般にオーステナイト系ステンレス鋼においてはＣｒ，
Ｎｉなどの主成分の含有量でＭｓ点 （焼入れマルテン
サイト相が生成し始める温度） が大きく変動する。本
発明者等の研究によれば，焼鈍状態での主な組織がオー
ステナイト相で，且つそのＭｓ点が室温付近となるよう
に成分設計を行えば良好な加工性を示すことになるが，
これにＳｉを適量含有させると加工性が著しく向上す
ること，またＢを適量含有させると加工硬化を増大する
ことなしに十分な焼入れ性を得ることができ，従って加
工施工時の負荷を低減し作業性を改善できることがわか
った。さらに成型あるいは曲げなどの加工後，−７３℃
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そのさいＢは多量のマルテンサイト相を成分変動に対し
て安定に生成せしめること，さらにＳｉはマルテンサイ
ト相を強化し，高強度化に極めて有効であることが明ら
かとなった。すなわち， Ｍｓ点が室温付近になるよう
成分調整されたＣｒ−Ｎｉ系準安定型ステンレス鋼にお
いて，ＳｉとＢを複合的に添加すると焼鈍状態で優れた
加工性を示し，かつサブゼロ処理により高強度化させる
ことができることを見出した。本発明はこのような知見
事実のもとになされたものである。 【０００７】先ず，本発明鋼の各成分とその含有量の限
定理由について説明する。Ｃは強力なオーステナイト生
成元素で，該Ａ値の調整に必須の元素である。さらにＣ
はサブゼロ処理後に生成されるマルテンサイト相の高強
度化にも必須の元素であり，０．０１％以上含有させる
必要がある。しかし，多量に含有すると本発明鋼の特徴
である優れた加工性が得られなくなり， また耐食性も
劣化するのでその上限を０．３０％とする。 【０００８】Ｓｉは本発明鋼の特徴である焼鈍状態での
優れた加工性を付与するのに必須の元素である。またサ
ブゼロ処理後に生成されるマルテンサイト相の高強度化
にも著しく有効に寄与する元素である。これらの効果を
発揮するにはＳｉを０．２％以上含有させる必要がある
。しかしながら，Ｓｉはフエライト生成元素であり，多
量に含有すると焼鈍後に多量のδフエライト相が生成し
，サブゼロ処理を施しても高強度が得られなくなる。こ
の理由からＳｉの上限を３．０％とする。 【０００９】ＭｎはＮｉと同様にオーステナイト生成元
素であり， Ａ値を調整するのに必須の元素である。し
かしＭｎを多量に含有すると，溶製時にＭｎヒュームが
多量に発生しまた炉壁の損傷が激しくなるなどの理由に
よって製造が困難になるので，その上限を４．０％とす
る。 【００１０】Ｐは多量に含有すると加工性が劣化するの
でその上限を０．０３０％とする。 【００１１】Ｓはその大部分が介在物として存在し，加
工性を劣化させるため，その上限を０．００８％とする
。 【００１２】ＮｉはＭｎと同様にオーステナイト
生成元素であり， Ａ値を本発明で規定する範囲に調整
し，焼鈍状態でオーステナイト相を得るのに必要な元素
であり，このためには３．０％以上は必要である。しか
し，Ｎｉを多量に含有するとＡ値が増加しすぎ，サブゼ
ロ処理を施してもマルテンサイト相があまり生成されず
高強度が得られないのでその上限を７．０％とする。 【００１３】Ｃｒはステンレス鋼の必須元素であり，良
好な耐食性を得るには１２．０％以上の含有が必要であ
る。 また，Ａ値を本発明で規定する範囲に調整するのに必須
の元素でもある。しかしＣｒは強力なフエライト生成元
素であり，あまり多量に含有すると焼鈍状態でδフエラ
イト相が生成し，サブゼロ処理後の高強度化が図れなく
なる。したがってその上限を１８．０％とする。 【００１４】Ｎは，Ｃと同様に強力なオーステナイト生
成元素であり，Ａ値の調整に必須の元素である。またＮ
はＣと同様にサブゼロ処理後に生成されるマルテンサイ
ト相の固溶強化元素であり，サブゼロ処理により高強度
を得るのに極めて有効な元素でもある。このためには０
．０１％以上の含有が必要であるが，あまり多量に含有
すると鋼塊にブローホールが生じ， 健全な鋼塊が得ら
れなくなるため，その上限を０．２５％とする。 【００１５】Ｂは，焼鈍状態での加工硬化を増大するこ
となしに加工性を向上させるという作用を供する点で本
発明鋼の特徴的な元素である。しかも，Ｂはサブゼロ処
理により多量のマルテンサイト相を生成させるのに有効
に寄与する。さらに， Ｂは合金組成のばらつきに対し
て， 多量のマルテンサイト相を安定して生成させるの
に有効な元素である。これらの効果を発現させるために
はＢを０．０００３％以上含有させる必要がある。しか
しながら， 多量に含有すると多量のボライドが生成し
，熱間加工性が低下するためその上限を０．３０％とす
る。 【００１６】Ｍｏは耐食性の向上に寄与する元素である
。またサブゼロ処理後の高強度化にも寄与する有効な元
素である。しかしながら，ＭｏはＣｒと同様にフエライ
ト生成元素であり，多量に含有するとδフエライト相が
生成され，サブゼロ処理を施しても高強度が得られなく
なる。したがって，その上限を３．０％とする。 【００１７】Ｃｕは焼鈍状態での加工性を向上するに有
効な元素である。しかし，あまり多量に含有すると製造
性が劣化するのでその上限を３．０％とする。 【００１８】Ｃｏは耐食性の向上に寄与する元素である
。また，Ｃｏはオーステナイト生成元素でＡ値を調整し
，焼鈍状態でオーステナイト相を得るのに有効な元素で
あるとともに，サブゼロ処理後の生成マルテンサイト量
を増大させ，高強度化に寄与する元素でもある。しかし
多量に含有させるとＡ値が増大し，サブゼロ処理を施し
てもマルテンサイト相が生成しないこともあり高強度が
得られなくなるので，その上限を３．０％とする。 【００１９】Ｎｂ，Ｖ，ＷおよびＴｉは耐粒界腐食性を
向上するに有効な元素である。しかし，いずれも添加量
が増えるとδフエライトが生成され熱間加工性が劣化す
るためそれぞれの上限を０．５％とする。 【００２０】Ａ値は，本鋼の特徴である焼鈍状態で優れ
た加工性を有し，且つサブゼロ処理により高強度を得る
ための指標として，本発明鋼の開発中に実験室的に得ら
れたもので次式にて定義され，各成分の含有量が前述の
範囲であっても，このＡ値が１５．７〜１８．０の範囲
となるように各成分量が調整されることが本発明の目的
達成には必要である。 Ａ値＝Ｎｉ＋０．６１×Ｍｎ＋２２．６０×Ｃ＋１
３．７７×Ｎ＋０．４３×Ｃｒ＋０．３３×Ｓｉ
＋０．２０×Ｂ＋０．２５×Ｍｏ＋０．１８
×Ｃｕ＋０．２９×Ｃｏ＋０．３６×Ｎｂ
＋０．３３×Ｖ＋０．２７×Ｗ＋０．３５×Ｔｉ【
００２１】図１は，各成分量を前述の各々の範囲内で変
化させてＡ値を変えた鋼を同一条件で焼鈍した焼鈍材お
よび同一条件でサブゼロ処理したサブゼロ処理材のマル
テンサイト量を測定し，Ａ値との関係を見たものである
。同図に見られるように，Ａ値が１５．７未満であると
，焼鈍状態でマルテンサイト相が多量に生成されるので
既に高強度となり加工性に乏しい。また， サブゼロ処
理を施した場合もマルテンサイト量の増加傾向は頭打ち
となり強度の上昇割合も小さい。他方， Ａ値が１８．
０を超えた場合には，焼鈍状態ではオーステナイト単相
となり加工性は優れるものの，オーステナイト相が安定
になりすぎ，サブゼロ処理を施してもマルテンサイト相
があまり生成されず高強度が得られない。これに対し，
Ａ値の範囲は１５．７〜１８．０では焼鈍状態でマルテ
ンサイトは殆んど生じないか生じても極めて少なく，従
って加工性が良好でありサブゼロ処理を施すと充分なマ
ルテンサイトが生成して高強度となる。したがってＡ値
の範囲が１５．７〜１８．０の範囲となるように前記の
各成分量の範囲で各成分量を調整することが本発明の目
的達成には必要となる。 なお，図１の破線は，Ｂを添加しないで前記と同様にＡ
値を変化させた対照鋼の焼鈍材およびサブゼロ処理材に
ついてマルテンサイト量とＡ値の関係を示したものであ
る。実線の前記Ｂ添加鋼と比較すると，焼鈍材では本発
明に従うＢ添加鋼と対照のＢ無添加鋼とではマルテンサ
イト量に大きな差はないが，サブゼロ処理材では，Ｂを
添加した本発明鋼の方がマルテンサイト量が多くなって
おり，Ｂ添加の効果が認められる。以下に実施例を挙げ
て本発明の効果を具体的に示す。 【００２２】 【実施例】表１に供試鋼の化学成分並びにＡ値を示した
。Ａ１〜Ａ３鋼は従来鋼である。Ｂ１〜Ｂ２０鋼は本発
明鋼である。また，Ｃ１〜Ｃ３鋼は比較鋼であり本発明
で規定する範囲を外れた成分含有量の鋼である。これら
の鋼を真空溶解法にて１２ｋｇ溶製して鋳造し，得られ
た鋼塊を鍛造後， 熱間圧延により３ｍｍ厚みの板とし
，溶体化処理後，冷間圧延と焼鈍を繰り返し，１．０ｍ
ｍ厚みの焼鈍板を得た。これを供試材として，ドライア
イスで冷却したメチルアルコール （−７３℃）内に１
時間保持するサブゼロ処理を施した。表２に，各鋼の焼
鈍材並びにサブゼロ処理材のマルテンサイト量（Ｍ量）
と，硬さおよび引張特性を示した。 【００２３】 【表１】 【００２４】 【表２】 【００２５】表２の結果に見られるように，従来鋼のＡ
１，Ａ２，Ａ３鋼ではＡ値がいずれも１８．０を越えて
おり，焼鈍材， サブゼロ処理材ともにマルテンサイト
量は０．５％以下であってオーステナイト相は安定であ
る。したがって，硬さおよび引張特性はサブゼロ処理を
施してもほとんど変化しない。 【００２６】比較鋼のＣ１鋼では各元素の含有量は本発
明の範囲であるが，Ａ値が１４．６５と低いため焼鈍材
ですでにマルテンサイト相が多量に存在し，硬さが５１
４と高く， 伸びが４．１％と低くて加工性が乏しい。 Ｃ２鋼では各元素の含有量は本発明の範囲であるが，Ａ
値が１９．３８と高いので焼鈍材でマルテンサイト相が
存在せず，硬さが２３８，伸びが３７．８％と良好な加
工性を有しているが，サブゼロ処理材の生成マルテンサ
イト量が少なく， 硬さ， 引張強さはほとんど変化し
ない。また，Ｃ３鋼はＡ値が１７．５４で本発明の範囲
であるが，Ｃ量が低いのでサブゼロ処理後の硬さが２７
８と低く高強度とは言えない。 【００２７】これに対して， 本発明鋼はすべてＡ値が
１５．７〜１８．０の範囲であり，焼鈍材での硬さが３
００以下と低く， かつ伸びも３０％以上あり，優れた
加工性を有している。そして， サブゼロ処理後では硬
さが４００以上まで増加し高強度化していることがわか
る。 【００２８】以上のように本発明鋼はＭｓ点を室温付近
になるように成分調整した鋼にＳｉとＢを複合添加する
ことにより溶体化処理状態で優れた加工性を有し， か
つ−７３℃程度の温度域でのサブゼロ処理を施すことに
よって高強度が得られるものであり，サブゼロ処理後に
脱スケールなどの後処理の必要もない。したがってその
工業的価値が極めて高い高強度ステンレス鋼材料を提供
するものである。
【図１】本発明に従うＡ値と焼鈍材およびサブゼロ処理
材のマルテンサイト量との関係を示す図である。
材のマルテンサイト量との関係を示す図である。
Claims (2)
- 【請求項１】 重量％で，Ｃ：０．０１〜０．３０％
， Ｓｉ：０．２〜３．０％， Ｍｎ：４．０％以下，
Ｐ：０．０３０％以下， Ｓ：０．００８％以下，Ｎ
ｉ：３．０〜７．０％， Ｃｒ：１２．０〜１８．０％
， Ｎ：０．０１〜０．２５％， Ｂ：０．０００３〜
０．３０％を含有し，かつ Ａ値＝Ｎｉ＋０．６１×
Ｍｎ＋２２．６０×Ｃ＋１３．７７×Ｎ＋０．４３×Ｃ
ｒ＋０．３３×Ｓｉ ＋０．２０×Ｂ で定義されるＡ値が１５．７〜１８．０の範囲となるよ
うに各元素の含有量が調整され， 残部がＦｅおよび不
可避的不純物から成るステンレス鋼であって，焼鈍状態
で優れた加工性を有しサブゼロ処理によって高強度を発
現する加工性に優れた高強度ステンレス鋼。 - 【請求項２】 重量％で， Ｃ：０．０１〜０．３０
％， Ｓｉ：０．２〜３．０％， Ｍｎ：４．０％以下
， Ｐ：０．０３０％以下， Ｓ：０．００８％以下，
Ｎｉ：３．０〜７．０％， Ｃｒ：１２．０〜１８．
０％， Ｎ：０．０１〜０．２５％， Ｂ：０．０００
３〜０．３０％を含有したうえ，さらに，Ｍｏ：３．０
％以下， Ｃｕ：３．０％以下， Ｃｏ：３．０％以下
， Ｎｂ：０．５％以下， Ｖ：０．５％以下， Ｗ：
０．５％以下， Ｔｉ：０．５％以下の１種または２種
以上を含有し，かつ， Ａ値＝Ｎｉ＋０．６１×Ｍｎ
＋２２．６０×Ｃ＋１３．７７×Ｎ＋０．４３×Ｃｒ＋
０．３３×Ｓｉ ＋０．２０×Ｂ＋０．
２５×Ｍｏ＋０．１８×Ｃｕ＋０．２９×Ｃｏ＋０．３
６×Ｎｂ ＋０．３３×Ｖ＋０．２７×
Ｗ＋０．３５×Ｔｉで定義されるＡ値が１５．７〜１８
．０の範囲となるように各元素の含有量が調整され，残
部がＦｅおよび不可避的不純物からなるステンレス鋼で
あって， 焼鈍状態で優れた加工性を有しサブゼロ処理
によって高強度を発現する加工性に優れた高強度ステン
レス鋼。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1502891A JPH04214842A (ja) | 1990-01-19 | 1991-01-16 | 加工性に優れた高強度ステンレス鋼 |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2-8205 | 1990-01-19 | ||
| JP820590 | 1990-01-19 | ||
| JP1502891A JPH04214842A (ja) | 1990-01-19 | 1991-01-16 | 加工性に優れた高強度ステンレス鋼 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH04214842A true JPH04214842A (ja) | 1992-08-05 |
Family
ID=26342671
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP1502891A Withdrawn JPH04214842A (ja) | 1990-01-19 | 1991-01-16 | 加工性に優れた高強度ステンレス鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH04214842A (ja) |
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2006249559A (ja) * | 2005-03-14 | 2006-09-21 | Nisshin Steel Co Ltd | ステンレス鋼製面受け板 |
| JP2016135921A (ja) * | 2009-11-02 | 2016-07-28 | エイティーアイ・プロパティーズ・インコーポレーテッド | オーステナイト系薄ステンレス鋼 |
| US9617628B2 (en) | 2007-11-29 | 2017-04-11 | Ati Properties Llc | Lean austenitic stainless steel |
| US9624564B2 (en) | 2007-12-20 | 2017-04-18 | Ati Properties Llc | Corrosion resistant lean austenitic stainless steel |
| US9873932B2 (en) | 2007-12-20 | 2018-01-23 | Ati Properties Llc | Lean austenitic stainless steel containing stabilizing elements |
| CN113909805A (zh) * | 2021-09-23 | 2022-01-11 | 中南大学 | Tc4钛合金高精度曲面薄壁件加工方法 |
-
1991
- 1991-01-16 JP JP1502891A patent/JPH04214842A/ja not_active Withdrawn
Cited By (10)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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| US10370748B2 (en) | 2007-11-29 | 2019-08-06 | Ati Properties Llc | Lean austenitic stainless steel |
| US9624564B2 (en) | 2007-12-20 | 2017-04-18 | Ati Properties Llc | Corrosion resistant lean austenitic stainless steel |
| US9822435B2 (en) | 2007-12-20 | 2017-11-21 | Ati Properties Llc | Lean austenitic stainless steel |
| US9873932B2 (en) | 2007-12-20 | 2018-01-23 | Ati Properties Llc | Lean austenitic stainless steel containing stabilizing elements |
| US10323308B2 (en) | 2007-12-20 | 2019-06-18 | Ati Properties Llc | Corrosion resistant lean austenitic stainless steel |
| JP2016135921A (ja) * | 2009-11-02 | 2016-07-28 | エイティーアイ・プロパティーズ・インコーポレーテッド | オーステナイト系薄ステンレス鋼 |
| CN113909805A (zh) * | 2021-09-23 | 2022-01-11 | 中南大学 | Tc4钛合金高精度曲面薄壁件加工方法 |
| CN113909805B (zh) * | 2021-09-23 | 2022-12-09 | 中南大学 | Tc4钛合金高精度曲面薄壁件加工方法 |
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