JPH04235257A - 高冷鍛性電磁ステンレス鋼 - Google Patents
高冷鍛性電磁ステンレス鋼Info
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- JPH04235257A JPH04235257A JP2418092A JP41809290A JPH04235257A JP H04235257 A JPH04235257 A JP H04235257A JP 2418092 A JP2418092 A JP 2418092A JP 41809290 A JP41809290 A JP 41809290A JP H04235257 A JPH04235257 A JP H04235257A
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- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
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- C22C38/32—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with boron
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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
【０００１】
【産業上の利用分野】この発明は、優れた冷鍛性と、良
好な軟磁気特性及び耐食性を兼ね備えた高冷鍛性電磁ス
テンレス鋼に関するもので、特に自動車用電子制御燃料
噴射装置のハウジング材やスリーブ、コア用材料として
の用途に用いて好適なものである。
好な軟磁気特性及び耐食性を兼ね備えた高冷鍛性電磁ス
テンレス鋼に関するもので、特に自動車用電子制御燃料
噴射装置のハウジング材やスリーブ、コア用材料として
の用途に用いて好適なものである。
【０００２】
【従来の技術】自動車用電子制御燃料噴射装置は、カー
エレクトロニクスの急速な開発に伴いその積載車両は大
幅に増加しているが、その材料としては、耐食性や軟磁
気特性の要求から１３Ｃｒ−１Ｓｉ−Ａｌ系のフェライ
ト系ステンレス鋼が実用材として多用されている。とこ
ろでこれらの部品は、加工費用の低減のため、切削加工
から冷鍛加工に移行しつつあり、特に全冷鍛による部品
加工が指向されている。かかる要求の下に、従来、１３
Ｃｒ−１Ｓｉ−Ａｌ合金の（Ｃ＋Ｎ）を低減することに
よる冷鍛性の向上が試みられてきた。
エレクトロニクスの急速な開発に伴いその積載車両は大
幅に増加しているが、その材料としては、耐食性や軟磁
気特性の要求から１３Ｃｒ−１Ｓｉ−Ａｌ系のフェライ
ト系ステンレス鋼が実用材として多用されている。とこ
ろでこれらの部品は、加工費用の低減のため、切削加工
から冷鍛加工に移行しつつあり、特に全冷鍛による部品
加工が指向されている。かかる要求の下に、従来、１３
Ｃｒ−１Ｓｉ−Ａｌ合金の（Ｃ＋Ｎ）を低減することに
よる冷鍛性の向上が試みられてきた。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら自動車用
電子制御燃料噴射装置の部品形状は非常に複雑なため、
低（Ｃ＋Ｎ）としても現状の１３Ｃｒ−１Ｓｉ−Ａｌ合
金では、その効果は十分とはいえない。一方で、自動車
用燃料の多角化により、アルコール燃料の利用が本格的
に検討され、アルコールの酸化による、酢酸や蟻酸の発
生に伴う腐食の発生が懸念されている。さらに冬季の融
雪剤による、塩化物腐食に対する耐食性も要求されてい
る。また自動車用電子制御燃料噴射装置材料は、軟磁気
特性がとくに必要とされ、かかる磁気特性の向上は直接
自動車用電子制御燃料噴射装置の特性向上に直結してい
る。上述したとおり、自動車用電子制御燃料噴射装置材
料に要求される特性は、広範囲にわたり、しかもこれら
の諸特性は相互に関連し、多くの場合には相反する場合
が多い。
電子制御燃料噴射装置の部品形状は非常に複雑なため、
低（Ｃ＋Ｎ）としても現状の１３Ｃｒ−１Ｓｉ−Ａｌ合
金では、その効果は十分とはいえない。一方で、自動車
用燃料の多角化により、アルコール燃料の利用が本格的
に検討され、アルコールの酸化による、酢酸や蟻酸の発
生に伴う腐食の発生が懸念されている。さらに冬季の融
雪剤による、塩化物腐食に対する耐食性も要求されてい
る。また自動車用電子制御燃料噴射装置材料は、軟磁気
特性がとくに必要とされ、かかる磁気特性の向上は直接
自動車用電子制御燃料噴射装置の特性向上に直結してい
る。上述したとおり、自動車用電子制御燃料噴射装置材
料に要求される特性は、広範囲にわたり、しかもこれら
の諸特性は相互に関連し、多くの場合には相反する場合
が多い。
【０００４】
【課題を解決するための手段】さて発明者らは、上記の
問題を解決すべく、広範囲にわたる検討を行った結果、
フェライト系電磁ステンレス鋼にＴｉ， Ｂを複合添加
することによって、本合金中のＣ，Ｎ低減効果が向上し
、冷間鍛造前の母材焼鈍による結晶粒を微細かつ整粒と
して、各結晶粒の粗大化が効果的に抑制されること、ま
たＴｉ， Ｎｂ， ＶについてもＣ，Ｎに効果的に作用
し、基地中の固溶Ｃ，Ｎが低減される結果、冷鍛におけ
る割れ感受性が大幅に改善され、結果として本合金の冷
間鍛造性が飛躍的に向上することの知見を得た。また同
時に、Ｔｉ， Ｂの複合添加によって、製品において良
好な磁気特性を示す温度範囲が拡がり、しかも各結晶粒
は比較的微細で均一な組織を示し、軟磁気特性も向上す
ること、さらにＴｉ， Ｍｏの複合添加によって耐食性
が大幅に向上することも併せて見い出した。この発明は
、上記の知見に立脚するものである。
問題を解決すべく、広範囲にわたる検討を行った結果、
フェライト系電磁ステンレス鋼にＴｉ， Ｂを複合添加
することによって、本合金中のＣ，Ｎ低減効果が向上し
、冷間鍛造前の母材焼鈍による結晶粒を微細かつ整粒と
して、各結晶粒の粗大化が効果的に抑制されること、ま
たＴｉ， Ｎｂ， ＶについてもＣ，Ｎに効果的に作用
し、基地中の固溶Ｃ，Ｎが低減される結果、冷鍛におけ
る割れ感受性が大幅に改善され、結果として本合金の冷
間鍛造性が飛躍的に向上することの知見を得た。また同
時に、Ｔｉ， Ｂの複合添加によって、製品において良
好な磁気特性を示す温度範囲が拡がり、しかも各結晶粒
は比較的微細で均一な組織を示し、軟磁気特性も向上す
ること、さらにＴｉ， Ｍｏの複合添加によって耐食性
が大幅に向上することも併せて見い出した。この発明は
、上記の知見に立脚するものである。
【０００５】すなわちこの発明は、
Ｃ：０．０２ｗｔ％（以下単に％で示す）以下、Ｓｉ：
０．５０％以下、 Ｍｎ：０．５０％以下、 Ｃｒ：１０．０〜１８．０％、 Ｍｏ：０．３０〜１．５０％、 Ｔｉ：０．０５〜０．５０％、 Ａｌ：０．３０〜２．００％、 Ｂ：０．０００５〜０．０５％および Ｎ：０．０５％以下 を含み、残部は実質的にＦｅの組成になる高冷鍛性電磁
ステンレス鋼（第１発明）である。
０．５０％以下、 Ｍｎ：０．５０％以下、 Ｃｒ：１０．０〜１８．０％、 Ｍｏ：０．３０〜１．５０％、 Ｔｉ：０．０５〜０．５０％、 Ａｌ：０．３０〜２．００％、 Ｂ：０．０００５〜０．０５％および Ｎ：０．０５％以下 を含み、残部は実質的にＦｅの組成になる高冷鍛性電磁
ステンレス鋼（第１発明）である。
【０００６】またこの発明は、第１発明に、さらにＮｂ
：１．０ ％以下および Ｖ：１．０ ％以下 のうちから選んだ少なくとも一種を含有する組成になる
高冷鍛性電磁ステンレス鋼（第２発明）である。
：１．０ ％以下および Ｖ：１．０ ％以下 のうちから選んだ少なくとも一種を含有する組成になる
高冷鍛性電磁ステンレス鋼（第２発明）である。
【０００７】さらにこの発明は、第１または第２発明に
、さらに Ｐｂ：０．０３〜０．３ ％、 Ｃａ：０．００２ 〜０．０３％、 Ｓｅ：０．０１〜０．２ ％および Ｓ：０．０１〜０．２０％ のうちから選んだ少なくとも一種を含有する組成になる
高冷鍛性電磁ステンレス鋼（第３発明）である。
、さらに Ｐｂ：０．０３〜０．３ ％、 Ｃａ：０．００２ 〜０．０３％、 Ｓｅ：０．０１〜０．２ ％および Ｓ：０．０１〜０．２０％ のうちから選んだ少なくとも一種を含有する組成になる
高冷鍛性電磁ステンレス鋼（第３発明）である。
【０００８】またさらにこの発明は、第１、第２または
第３発明において、さらに Ｒｅｍ：０．０００５〜０．０１％ を含有する組成になる高冷鍛性電磁ステンレス鋼（第４
発明）。
第３発明において、さらに Ｒｅｍ：０．０００５〜０．０１％ を含有する組成になる高冷鍛性電磁ステンレス鋼（第４
発明）。
【０００９】以下、この発明の基礎となった実験結果に
ついて説明する。供試鋼として、次に示すａ）Ｃ：０．
００８ ％， Ｓｉ：０．１５％， Ｍｎ：０．２０％
， Ｃｒ：１３．５５ ％， Ｍｏ：０．５０％， Ｔ
ｉ：０．１１％， Ａｌ：０．７８５ ％， Ｂ：０．
０１１ ％およびＮ：０．０１５ ％を含み、残部実質
的にＦｅの組成になる鋼（Ｔｉ，Ｂ添加鋼）、 ｂ）Ｃ：０．００８ ％， Ｓｉ：０．１４％， Ｍｎ
：０．２２％， Ｃｒ：１３．６３ ％， Ｍｏ：０．
４９％， Ｔｉ：０．０９２ ％， Ａｌ：０．７３６
％， Ｂ：０．０００３％およびＮ：０．０１７ ％
を含み、残部実質的にＦｅの組成になる鋼（Ｔｉ添加鋼
）、 ｃ）Ｃ：０．００６ ％， Ｓｉ：０．１５％， Ｍｎ
：０．２２％， Ｃｒ：１３．４６ ％， Ｍｏ：０．
４９％， Ｔｉ：０．００３ ％， Ａｌ：０．７５１
％， Ｂ：０．０００２％およびＮ：０．０１４ ％
を含み、残部実質的にＦｅの組成になる鋼（Ｔｉ，Ｂ無
添加鋼）、を用い、それぞれＡｒ気流中で５ｋｇずつ誘
導溶解し、６５ｍｍφのインゴットを作製した。ついで
各インゴットを１０５０℃で熱間鍛造し、１５ｍｍφの
丸棒を作製後、１３ｍｍφまで冷間圧延し供試材とした
。かくして得られた各供試鋼の結晶粒度、硬度、割れ限
界加工率、変形抵抗および磁気特性について調べた結果
を、図１〜５に示す。
ついて説明する。供試鋼として、次に示すａ）Ｃ：０．
００８ ％， Ｓｉ：０．１５％， Ｍｎ：０．２０％
， Ｃｒ：１３．５５ ％， Ｍｏ：０．５０％， Ｔ
ｉ：０．１１％， Ａｌ：０．７８５ ％， Ｂ：０．
０１１ ％およびＮ：０．０１５ ％を含み、残部実質
的にＦｅの組成になる鋼（Ｔｉ，Ｂ添加鋼）、 ｂ）Ｃ：０．００８ ％， Ｓｉ：０．１４％， Ｍｎ
：０．２２％， Ｃｒ：１３．６３ ％， Ｍｏ：０．
４９％， Ｔｉ：０．０９２ ％， Ａｌ：０．７３６
％， Ｂ：０．０００３％およびＮ：０．０１７ ％
を含み、残部実質的にＦｅの組成になる鋼（Ｔｉ添加鋼
）、 ｃ）Ｃ：０．００６ ％， Ｓｉ：０．１５％， Ｍｎ
：０．２２％， Ｃｒ：１３．４６ ％， Ｍｏ：０．
４９％， Ｔｉ：０．００３ ％， Ａｌ：０．７５１
％， Ｂ：０．０００２％およびＮ：０．０１４ ％
を含み、残部実質的にＦｅの組成になる鋼（Ｔｉ，Ｂ無
添加鋼）、を用い、それぞれＡｒ気流中で５ｋｇずつ誘
導溶解し、６５ｍｍφのインゴットを作製した。ついで
各インゴットを１０５０℃で熱間鍛造し、１５ｍｍφの
丸棒を作製後、１３ｍｍφまで冷間圧延し供試材とした
。かくして得られた各供試鋼の結晶粒度、硬度、割れ限
界加工率、変形抵抗および磁気特性について調べた結果
を、図１〜５に示す。
【００１０】図１は、焼鈍温度と結晶粒度との関係を示
したもので、Ｔｉ，Ｂを含まない鋼ｃは ６５０℃の焼
鈍で混粒が生じ、結晶粒度を冷鍛可能な４番以上とする
と、６７５ ℃の焼鈍でも冷鍛での粒界割れの危険性が
あった。またＴｉのみを約 ０．１％含む鋼ｂでは結晶
粒の微細化傾向を示したが、混粒は避けられず、 ７７
５℃で粒度Ｎｏ．３以下のものも認められた。これに対
し、Ｔｉを約 ０．１％、Ｂを約０．０１％を含む鋼ａ
は、高温まで微細な結晶粒度を保ち、しかも比較的結晶
粒の揃った整粒となっていた。
したもので、Ｔｉ，Ｂを含まない鋼ｃは ６５０℃の焼
鈍で混粒が生じ、結晶粒度を冷鍛可能な４番以上とする
と、６７５ ℃の焼鈍でも冷鍛での粒界割れの危険性が
あった。またＴｉのみを約 ０．１％含む鋼ｂでは結晶
粒の微細化傾向を示したが、混粒は避けられず、 ７７
５℃で粒度Ｎｏ．３以下のものも認められた。これに対
し、Ｔｉを約 ０．１％、Ｂを約０．０１％を含む鋼ａ
は、高温まで微細な結晶粒度を保ち、しかも比較的結晶
粒の揃った整粒となっていた。
【００１１】図２は、鋼ａの焼鈍温度と硬度との関係を
示したもので、図示したように硬度は焼鈍温度と共に単
調に低下している。
示したもので、図示したように硬度は焼鈍温度と共に単
調に低下している。
【００１２】図３は、焼鈍温度と冷間加工割れ限界との
関係を示したもので、Ｔｉ，Ｂを添加することにより、
割れの発生なしに加工ができる焼鈍温度範囲が高温度ま
で広がり、しかも割れ発生限界加工率も高加工度まで可
能となることが判る。
関係を示したもので、Ｔｉ，Ｂを添加することにより、
割れの発生なしに加工ができる焼鈍温度範囲が高温度ま
で広がり、しかも割れ発生限界加工率も高加工度まで可
能となることが判る。
【００１３】図４は、各試料の冷間加工率が８０％を示
す時の圧縮変形抵抗で、Ｔｉ，Ｂを含む鋼ａではＴｉ，
Ｂを複合含有しない鋼ｂ，ｃよりも明らかに低い変形抵
抗を示すことが判る。
す時の圧縮変形抵抗で、Ｔｉ，Ｂを含む鋼ａではＴｉ，
Ｂを複合含有しない鋼ｂ，ｃよりも明らかに低い変形抵
抗を示すことが判る。
【００１４】図５は、鋼ａと鋼ｃの磁気焼鈍温度と磁気
特性との関係を示したもので、鋼ａでは広い温度範囲で
良好な磁気特性を呈した。これに対し鋼ｃでは、９５０
℃以上で磁気特性の向上が見られるものの、この温度
範囲になると組織が粗粒化する傾向が見られた。
特性との関係を示したもので、鋼ａでは広い温度範囲で
良好な磁気特性を呈した。これに対し鋼ｃでは、９５０
℃以上で磁気特性の向上が見られるものの、この温度
範囲になると組織が粗粒化する傾向が見られた。
【００１５】次に図６（ａ）， （ｂ）に、鋼ａの ９
００℃および鋼ｃの ７００℃における焼鈍後の組織写
真を示す。同図より明らかなように、鋼ａは結晶粒度が
約７．５ の整粒を示しているが、鋼ｃでは外周部に２
〜３の異常に粗大化した結晶が認められた。
００℃および鋼ｃの ７００℃における焼鈍後の組織写
真を示す。同図より明らかなように、鋼ａは結晶粒度が
約７．５ の整粒を示しているが、鋼ｃでは外周部に２
〜３の異常に粗大化した結晶が認められた。
【００１６】上述したように、ＴｉとＢを複合含有させ
ることにより、微細な整粒組織が得られ、従来に比べ、
冷間鍛造性や磁気特性の著しい向上が達成されるのであ
る。
ることにより、微細な整粒組織が得られ、従来に比べ、
冷間鍛造性や磁気特性の著しい向上が達成されるのであ
る。
【００１７】
【作用】この発明において、合金組成を上記の範囲に限
定した理由に次のとおりである。 Ｃ：０．０２％以下 Ｃは、ステンレス鋼中で耐食性、磁気特性および冷間鍛
造性を著しく劣化させる元素であり、極力低減すること
が望ましいけれども、ステンレス鋼の製造時に不可避に
混入するので、実操業上を鑑み０．０２％以下とした。
定した理由に次のとおりである。 Ｃ：０．０２％以下 Ｃは、ステンレス鋼中で耐食性、磁気特性および冷間鍛
造性を著しく劣化させる元素であり、極力低減すること
が望ましいけれども、ステンレス鋼の製造時に不可避に
混入するので、実操業上を鑑み０．０２％以下とした。
【００１８】Ｓｉ：０．５０％以下
Ｓｉは、鋼中にあって、脱酸剤として有用なだけでなく
フェライト系ステンレス鋼の磁気特性の改善にも有効に
寄与する。また電気抵抗を増加し高周波領域のレスポン
ス特性の改善にも有用であるが、一方で硬度を著しく増
加し冷間鍛造性を阻害する。そこでこの発明では、冷間
鍛造性の観点から０．５０％以下（好ましくは０．０１
％以上）とした。
フェライト系ステンレス鋼の磁気特性の改善にも有効に
寄与する。また電気抵抗を増加し高周波領域のレスポン
ス特性の改善にも有用であるが、一方で硬度を著しく増
加し冷間鍛造性を阻害する。そこでこの発明では、冷間
鍛造性の観点から０．５０％以下（好ましくは０．０１
％以上）とした。
【００１９】Ｍｎ：０．５０％以下
Ｍｎは、ステンレス鋼中にあって、脱酸剤として効果的
な元素であるが、磁気特性を阻害するので、０．５０％
以下（好ましくは０．０１％以上）とした。
な元素であるが、磁気特性を阻害するので、０．５０％
以下（好ましくは０．０１％以上）とした。
【００２０】Ｃｒ：１０．０〜１８．０％Ｃｒは、本合
金中における主要成分で、耐食性、磁気特性および電気
抵抗に最も効果的な元素の一つであり、特にＭｏ，Ｔｉ
と共存することによって、非常に優れた耐食性を保持し
、磁気特性も良好である。しかしながら含有量が１０．
０％に満たないとその効果に乏しく、一方１８．０％を
超えると磁気特性（具体的には磁束密度）の劣化を招く
だけでなく、冷間鍛造性を阻害するので、１０．０〜１
８．０％の範囲に限定した。
金中における主要成分で、耐食性、磁気特性および電気
抵抗に最も効果的な元素の一つであり、特にＭｏ，Ｔｉ
と共存することによって、非常に優れた耐食性を保持し
、磁気特性も良好である。しかしながら含有量が１０．
０％に満たないとその効果に乏しく、一方１８．０％を
超えると磁気特性（具体的には磁束密度）の劣化を招く
だけでなく、冷間鍛造性を阻害するので、１０．０〜１
８．０％の範囲に限定した。
【００２１】Ｍｏ：０．３０〜１．５０％Ｍｏは、Ｃｒ
， Ｔｉとの共存によって耐食性を著しく向上させるだ
けでなく、Ｍｏの少量添加によって本合金の保磁力（Ｈ
ｃ）は大幅に改善される。しかし０．３０％未満ではそ
の効果は顕著ではなく、一方１．５０％を超えると冷間
鍛造性が阻害されるだけでなく、高価ともなるので、含
有量は０．３０％〜１．５０％に限定した。
， Ｔｉとの共存によって耐食性を著しく向上させるだ
けでなく、Ｍｏの少量添加によって本合金の保磁力（Ｈ
ｃ）は大幅に改善される。しかし０．３０％未満ではそ
の効果は顕著ではなく、一方１．５０％を超えると冷間
鍛造性が阻害されるだけでなく、高価ともなるので、含
有量は０．３０％〜１．５０％に限定した。
【００２２】Ｔｉ：０．０５〜０．５０％Ｔｉは、Ｂと
共に本合金中で最も重要な元素であり、Ｂと共存するこ
とにより、鋼中のＣ，Ｎに効果的に作用し、冷間鍛造前
の結晶粒を微細かつ整粒として冷間鍛造性を飛躍的に向
上させる。しかもＣ，Ｎを均一に微細分散させることに
よって磁気特性の向上にも寄与する。さらにＴｉはＭｏ
との共存により、耐食性とくに塩化物に対する耐食性を
飛躍的に向上させる効果もある。しかしながら含有量が
０．０５％未満では、その効果が充分ではなく、一方０
．５０％を超えてもその効果は飽和に達し、かえって製
造上弊害が生じるので、含有量は０．０５〜０．５０％
の範囲に限定した。
共に本合金中で最も重要な元素であり、Ｂと共存するこ
とにより、鋼中のＣ，Ｎに効果的に作用し、冷間鍛造前
の結晶粒を微細かつ整粒として冷間鍛造性を飛躍的に向
上させる。しかもＣ，Ｎを均一に微細分散させることに
よって磁気特性の向上にも寄与する。さらにＴｉはＭｏ
との共存により、耐食性とくに塩化物に対する耐食性を
飛躍的に向上させる効果もある。しかしながら含有量が
０．０５％未満では、その効果が充分ではなく、一方０
．５０％を超えてもその効果は飽和に達し、かえって製
造上弊害が生じるので、含有量は０．０５〜０．５０％
の範囲に限定した。
【００２３】Ａｌ：０．３０〜２．００％Ａｌは、本合
金中にあってＳｉと共に磁気特性を改善し、また電気抵
抗を効果的に増加して高周波領域でのレスポンス特性を
改善する有用元素であり、しかもＳｉに比較して硬度上
昇への寄与率は低い。しかしながら含有量が０．３０％
に満たないと磁気特性の改善効果が充分ではなく、一方
２．００％を超えると特殊な精錬方法が必要になるばか
りでなく、冷間鍛造性を阻害するようになるので、Ａｌ
含有量は０．３０〜２．００％の範囲に限定した。
金中にあってＳｉと共に磁気特性を改善し、また電気抵
抗を効果的に増加して高周波領域でのレスポンス特性を
改善する有用元素であり、しかもＳｉに比較して硬度上
昇への寄与率は低い。しかしながら含有量が０．３０％
に満たないと磁気特性の改善効果が充分ではなく、一方
２．００％を超えると特殊な精錬方法が必要になるばか
りでなく、冷間鍛造性を阻害するようになるので、Ａｌ
含有量は０．３０〜２．００％の範囲に限定した。
【００２４】Ｂ：０．０００５〜０．０５％Ｂは、Ｔｉ
と共に本合金中で特に有用な元素であり、本合金中のＣ
，Ｎに効果的に作用し、磁気特性を改善するばかりでな
く、結晶粒度も微細化し本合金の冷鍛性の改善にも有効
に寄与する。しかしながら含有量が０．０００５％未満
ではその効果が充分でなく、一方０．０５％を超えると
熱間、冷間での加工性が阻害されるので、０．０００５
〜０．０５％の範囲で含有させるものとした。
と共に本合金中で特に有用な元素であり、本合金中のＣ
，Ｎに効果的に作用し、磁気特性を改善するばかりでな
く、結晶粒度も微細化し本合金の冷鍛性の改善にも有効
に寄与する。しかしながら含有量が０．０００５％未満
ではその効果が充分でなく、一方０．０５％を超えると
熱間、冷間での加工性が阻害されるので、０．０００５
〜０．０５％の範囲で含有させるものとした。
【００２５】Ｎ：０．０５％以下
Ｎは、Ｃと同様、ステンレス鋼中で耐食性、磁気特性お
よび冷間鍛造性を著しく劣化させる元素であり、極力低
減することが望ましいが、０．０５％以下の範囲で許容
される。
よび冷間鍛造性を著しく劣化させる元素であり、極力低
減することが望ましいが、０．０５％以下の範囲で許容
される。
【００２６】以上、基本成分について説明したが、この
発明では、さらに靱性を加味し、かつ冷間鍛造性および
磁気特性を向上させるためにＮｂおよび／またはＶのう
ち少なくとも一種を、また切削性を加味するためにＰｂ
，Ｃａ， Ｓｅ およびＳののうちから選んだ少なくと
も１種を、さらにはより一層の冷間鍛造性の改善のため
Ｒｅｍを添加することができる。以下、これらの選択
成分について説明する。
発明では、さらに靱性を加味し、かつ冷間鍛造性および
磁気特性を向上させるためにＮｂおよび／またはＶのう
ち少なくとも一種を、また切削性を加味するためにＰｂ
，Ｃａ， Ｓｅ およびＳののうちから選んだ少なくと
も１種を、さらにはより一層の冷間鍛造性の改善のため
Ｒｅｍを添加することができる。以下、これらの選択
成分について説明する。
【００２７】Ｎｂ：１．０ ％以下、Ｖ：１．０ ％以
下ＮｂおよびＶはいずれも、本合金の靱性改善に有用な
だけでなく、冷間鍛造性および磁気特性の向上にも有効
に寄与するが、 １．０％を超えるとかえって冷間鍛造
性が阻害されので、 １．０％以下で添加するものとし
た。
下ＮｂおよびＶはいずれも、本合金の靱性改善に有用な
だけでなく、冷間鍛造性および磁気特性の向上にも有効
に寄与するが、 １．０％を超えるとかえって冷間鍛造
性が阻害されので、 １．０％以下で添加するものとし
た。
【００２８】Ｐｂ：０．０３〜０．３ ％、Ｃａ：０．
００２ 〜０．０３％、Ｓｅ：０．０１〜０．２ ％、
Ｓ：０．０１〜０．２０％Ｐｂ，Ｃａ，ＳｅおよびＳは
いずれも、本合金の切削性を改善する有用元素であり、
所期した効果を得るにはそれぞれ下限以上の含有量を必
要とする。しかしながら上限を超えて多量に含有される
とかえって耐食性、磁気特性および冷間鍛造性の劣化を
招くので、それぞれ上記の範囲で含有させるものとした
。
００２ 〜０．０３％、Ｓｅ：０．０１〜０．２ ％、
Ｓ：０．０１〜０．２０％Ｐｂ，Ｃａ，ＳｅおよびＳは
いずれも、本合金の切削性を改善する有用元素であり、
所期した効果を得るにはそれぞれ下限以上の含有量を必
要とする。しかしながら上限を超えて多量に含有される
とかえって耐食性、磁気特性および冷間鍛造性の劣化を
招くので、それぞれ上記の範囲で含有させるものとした
。
【００２９】Ｒｅｍ（ランタノイド系元素）：０．００
０５〜０．０１％ Ｒｅｍの添加により、さらに冷間鍛造性の向上を図るこ
とができ、その目的達成のためには少なくとも０．００
０５％か必要である。しかしながら０．０１％を超える
と特殊な溶解精錬方法が必要に成るばかりでなく、高価
ともなるので、０．０００５〜０．０１％の範囲で含有
させるものとした。
０５〜０．０１％ Ｒｅｍの添加により、さらに冷間鍛造性の向上を図るこ
とができ、その目的達成のためには少なくとも０．００
０５％か必要である。しかしながら０．０１％を超える
と特殊な溶解精錬方法が必要に成るばかりでなく、高価
ともなるので、０．０００５〜０．０１％の範囲で含有
させるものとした。
【００３０】
【実施例】表１に示す種々の成分組成になる供試鋼（Ｎ
ｏ．１〜Ｎｏ．１７）を、Ａｒ気流中で５ｋｇ誘導溶解
し、６５ｍｍφのインゴットを作製した。ついで各イン
ゴットを１０５０℃で熱間鍛造し、１５ｍｍφの丸棒を
作製後、１３ｍｍφまで冷間圧延し供試材とした。かく
して得られた供試材について、以下に述べるようにして
冷間鍛造性、磁気特性、電気抵抗および耐食性について
調べた。得られた結果を表２にまとめて示す。
ｏ．１〜Ｎｏ．１７）を、Ａｒ気流中で５ｋｇ誘導溶解
し、６５ｍｍφのインゴットを作製した。ついで各イン
ゴットを１０５０℃で熱間鍛造し、１５ｍｍφの丸棒を
作製後、１３ｍｍφまで冷間圧延し供試材とした。かく
して得られた供試材について、以下に述べるようにして
冷間鍛造性、磁気特性、電気抵抗および耐食性について
調べた。得られた結果を表２にまとめて示す。
【００３１】なお冷間鍛造性については、６ｍｍφ×１
１ｍｍＨ の試験片を作製し、油圧プレスで圧縮試験を
し、割れ発生限界加工率と８０％まで圧縮したときの変
形抵抗で評価した。また磁気特性は、１０ｍｍφ× ５
．５ｍｍφ×５ｍｍｔ のリング試料を作製し、 ７５
０℃〜１０５０℃で磁気焼鈍後、Ｂ−Ｈループトレーサ
ーで直流磁気特性を測定した。さらに電気抵抗は、各試
料を１ｍｍφまで冷間線引きし、 ８５０℃で真空焼鈍
後、デジボルで測定した。またさらに耐食性は、８ｍｍ
φ×８０ｍｍの試験片を作製し、サンドペーパーで ５
００番まで研磨し、５％ＮａＣｌの水溶液で３５℃，
９６ｈ の塩水噴霧試験を行ない、発銹の有無で評価し
た。また１３ｍｍφ×５ｍｍの試験片を作製し、 ８０
０番までサンドペーパーで研磨し、３０℃の ３．５％
ＮａＣｌ水溶液中で孔食電位を測定した。
１ｍｍＨ の試験片を作製し、油圧プレスで圧縮試験を
し、割れ発生限界加工率と８０％まで圧縮したときの変
形抵抗で評価した。また磁気特性は、１０ｍｍφ× ５
．５ｍｍφ×５ｍｍｔ のリング試料を作製し、 ７５
０℃〜１０５０℃で磁気焼鈍後、Ｂ−Ｈループトレーサ
ーで直流磁気特性を測定した。さらに電気抵抗は、各試
料を１ｍｍφまで冷間線引きし、 ８５０℃で真空焼鈍
後、デジボルで測定した。またさらに耐食性は、８ｍｍ
φ×８０ｍｍの試験片を作製し、サンドペーパーで ５
００番まで研磨し、５％ＮａＣｌの水溶液で３５℃，
９６ｈ の塩水噴霧試験を行ない、発銹の有無で評価し
た。また１３ｍｍφ×５ｍｍの試験片を作製し、 ８０
０番までサンドペーパーで研磨し、３０℃の ３．５％
ＮａＣｌ水溶液中で孔食電位を測定した。
【００３２】
【表１】
【００３３】
【表２】
【００３４】表２より明らかなように、ＴｉおよびＢを
含有しない比較鋼Ｎｏ．１３ は、冷間鍛造性、磁気特
性Ｂ１ 及び耐食性いずれについても良好な結果は得ら
れなかった。またＴｉのみ含有する比較鋼Ｎｏ．１４
は、磁気特性及び耐食性は改善されるものの、冷間鍛造
性とくに変形抵抗が悪く、またこの鋼種は前掲図３に示
したように、焼鈍温度を高くとれないところに問題があ
った。さらにＣｒが下限量に満たない比較鋼Ｎｏ．１５
は、冷間加工性および磁気特性は良好であるが、耐食
性に劣っている。Ｎｏ．１６ 鋼は、Ｃ，ＴｉおよびＡ
ｌを過剰に含有しているため、電気比抵抗は高いものの
、冷間加工性（割れ限界加工率、変形抵抗）および磁気
特性は悪い。Ｎｏ．１７ 鋼は、Ｃｒ，ＢおよびＮを過
剰に含ませた合金で、耐食性および電気比抵抗は非常に
良好ではあるが、冷間加工での割れ限界加工率が低く、
また変形抵抗も高い。さらにＢ２５も１１０００ Ｇ以
下と低く、自動車用電子制御燃料噴射装置に使用した場
合には吸引力不足を起こす。
含有しない比較鋼Ｎｏ．１３ は、冷間鍛造性、磁気特
性Ｂ１ 及び耐食性いずれについても良好な結果は得ら
れなかった。またＴｉのみ含有する比較鋼Ｎｏ．１４
は、磁気特性及び耐食性は改善されるものの、冷間鍛造
性とくに変形抵抗が悪く、またこの鋼種は前掲図３に示
したように、焼鈍温度を高くとれないところに問題があ
った。さらにＣｒが下限量に満たない比較鋼Ｎｏ．１５
は、冷間加工性および磁気特性は良好であるが、耐食
性に劣っている。Ｎｏ．１６ 鋼は、Ｃ，ＴｉおよびＡ
ｌを過剰に含有しているため、電気比抵抗は高いものの
、冷間加工性（割れ限界加工率、変形抵抗）および磁気
特性は悪い。Ｎｏ．１７ 鋼は、Ｃｒ，ＢおよびＮを過
剰に含ませた合金で、耐食性および電気比抵抗は非常に
良好ではあるが、冷間加工での割れ限界加工率が低く、
また変形抵抗も高い。さらにＢ２５も１１０００ Ｇ以
下と低く、自動車用電子制御燃料噴射装置に使用した場
合には吸引力不足を起こす。
【００３５】これに対し、この発明に従うＮｏ．１〜Ｎ
ｏ．１２ 鋼はいずれも、８０％以上の割れ限界加工率
と８０ ｋｇｆ／ｍｍ２以下の低い変形抵抗を示し、ま
た磁気特性も、Ｈｃ≦１．０ Ｏｅ、Ｂ１ ≧５０００
Ｇ、Ｂ２５≧１２４００ Ｇ を呈し、さらに耐食性
については、１００ ｍＶ以上の孔食電位を有し、しか
も電気比抵抗も ６０ μΩ−ｃｍ 以上と優れている
。
ｏ．１２ 鋼はいずれも、８０％以上の割れ限界加工率
と８０ ｋｇｆ／ｍｍ２以下の低い変形抵抗を示し、ま
た磁気特性も、Ｈｃ≦１．０ Ｏｅ、Ｂ１ ≧５０００
Ｇ、Ｂ２５≧１２４００ Ｇ を呈し、さらに耐食性
については、１００ ｍＶ以上の孔食電位を有し、しか
も電気比抵抗も ６０ μΩ−ｃｍ 以上と優れている
。
【００３６】
【発明の効果】かくしてこの発明によれば、結晶粒が微
細で均一な組織となり、優れた冷間鍛造性を有するだけ
でなく、良好な磁気特性および耐食性を兼ね備えた高冷
鍛性電磁ステンレス鋼を得ることができ、自動車用電子
制御燃料噴射装置のハウジングやスリーブ、コア用材料
として産業界に貢献するところ大である。
細で均一な組織となり、優れた冷間鍛造性を有するだけ
でなく、良好な磁気特性および耐食性を兼ね備えた高冷
鍛性電磁ステンレス鋼を得ることができ、自動車用電子
制御燃料噴射装置のハウジングやスリーブ、コア用材料
として産業界に貢献するところ大である。
【図１】焼鈍温度と結晶粒度との関係を示したグラフで
ある。
ある。
【図２】焼鈍温度と硬度との関係を示したグラフである
。
。
【図３】焼鈍温度と割れ限界加工率との関係を示したグ
ラフである。
ラフである。
【図４】鋼ａ〜ｃの変形抵抗の違いを比較して示した図
である。
である。
【図５】焼鈍温度と磁気特性との関係を示したグラフで
ある。
ある。
【図６】鋼ａの ９００℃および鋼ｃの ７００℃にお
ける焼鈍後の金属組織写真である。
ける焼鈍後の金属組織写真である。
Claims (4)
- 【請求項１】 Ｃ：０．０２ｗｔ％以下、Ｓｉ：０．
５０ｗｔ％以下、 Ｍｎ：０．５０ｗｔ％以下、 Ｃｒ：１０．０〜１８．０ｗｔ％、 Ｍｏ：０．３０〜１．５０ｗｔ％、 Ｔｉ：０．０５〜０．５０ｗｔ％、 Ａｌ：０．３０〜２．００ｗｔ％、 Ｂ：０．０００５〜０．０５ｗｔ％およびＮ：０．０５
ｗｔ％以下 を含み、残部は実質的にＦｅの組成になる高冷鍛性電磁
ステンレス鋼。 - 【請求項２】 請求項１において、さらにＮｂ：１．
０ ｗｔ％以下および Ｖ：１．０ ｗｔ％以下 のうちから選んだ少なくとも一種を含有する組成になる
高冷鍛性電磁ステンレス鋼。 - 【請求項３】 請求項１または２において、さらにＰ
ｂ：０．０３〜０．３ ｗｔ％、 Ｃａ：０．００２ 〜０．０３ｗｔ％、Ｓｅ：０．０１
〜０．２ ｗｔ％およびＳ：０．０１〜０．２０ｗｔ％ のうちから選んだ少なくとも一種を含有する組成になる
高冷鍛性電磁ステンレス鋼。 - 【請求項４】 請求項１，２または３において、さら
にＲｅｍ：０．０００５〜０．０１ｗｔ％を含有する組
成になる高冷鍛性電磁ステンレス鋼。
Priority Applications (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2418092A JP3068216B2 (ja) | 1990-12-28 | 1990-12-28 | 高冷鍛性電磁ステンレス鋼 |
| DE4143075A DE4143075C2 (de) | 1990-12-28 | 1991-12-27 | Verwendung eines noch kaltverformbaren elektromagnetischen rostfreien Stahls als Material für elektronisch gesteuerte Kraftstoffeinspritzsysteme |
| US07/814,621 US5190722A (en) | 1990-12-28 | 1991-12-30 | High cold-forging electromagnetic stainless steel |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2418092A JP3068216B2 (ja) | 1990-12-28 | 1990-12-28 | 高冷鍛性電磁ステンレス鋼 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH04235257A true JPH04235257A (ja) | 1992-08-24 |
| JP3068216B2 JP3068216B2 (ja) | 2000-07-24 |
Family
ID=18526040
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2418092A Expired - Lifetime JP3068216B2 (ja) | 1990-12-28 | 1990-12-28 | 高冷鍛性電磁ステンレス鋼 |
Country Status (3)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US5190722A (ja) |
| JP (1) | JP3068216B2 (ja) |
| DE (1) | DE4143075C2 (ja) |
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|---|---|---|---|---|
| JP2933826B2 (ja) * | 1994-07-05 | 1999-08-16 | 川崎製鉄株式会社 | 深絞り成形性と耐二次加工脆性に優れるクロム鋼板およびその製造方法 |
| MX9702650A (es) * | 1994-10-11 | 1997-06-28 | Crs Holdings Inc | Material magnetico resistente a la corrosion. |
| US5769974A (en) * | 1997-02-03 | 1998-06-23 | Crs Holdings, Inc. | Process for improving magnetic performance in a free-machining ferritic stainless steel |
| EP0897993B1 (en) * | 1997-08-15 | 2004-10-27 | JFE Steel Corporation | Electromagnetic steel sheet having excellent magnetic properties and production method thereof |
| RU2198236C2 (ru) * | 2000-07-27 | 2003-02-10 | Открытое акционерное общество "Ижорские заводы" | Хладостойкая сталь |
| DE10103290A1 (de) * | 2001-01-25 | 2002-08-22 | Edelstahl Witten Krefeld Gmbh | Stahl und Verfahren zur Herstellung eines Zwischenproduktes |
| TW567233B (en) * | 2001-03-05 | 2003-12-21 | Kiyohito Ishida | Free-cutting tool steel |
| DE10143390B4 (de) * | 2001-09-04 | 2014-12-24 | Stahlwerk Ergste Westig Gmbh | Kaltverformbarer korrosionsbeständiger Chromstahl |
| US7455865B2 (en) * | 2004-04-22 | 2008-11-25 | Wynn Starr Flavors, Inc. | Shelf-stable flavored oil encapsulated salt |
| KR100660444B1 (ko) * | 2005-06-14 | 2006-12-22 | 울산화학주식회사 | 삼불화질소 가스의 저장방법 |
| US20070166183A1 (en) * | 2006-01-18 | 2007-07-19 | Crs Holdings Inc. | Corrosion-Resistant, Free-Machining, Magnetic Stainless Steel |
| JP2009189521A (ja) | 2008-02-14 | 2009-08-27 | Tomy Co Ltd | 形態変化玩具 |
| RU2361959C1 (ru) * | 2008-06-16 | 2009-07-20 | Юлия Алексеевна Щепочкина | Сталь |
| JP2011120756A (ja) | 2009-12-11 | 2011-06-23 | Tomy Co Ltd | 形態変化玩具 |
Family Cites Families (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| GB760926A (en) * | 1953-08-21 | 1956-11-07 | Armco Int Corp | Stainless steels and their manufacture |
| CH369481A (de) * | 1956-01-11 | 1963-05-31 | Birmingham Small Arms Co Ltd | Verfahren zur Erhöhung der Kriechfestigkeit von Chromstahl |
| JPS4841918A (ja) * | 1971-10-04 | 1973-06-19 | ||
| DE2153186A1 (de) * | 1971-10-26 | 1973-05-03 | Deutsche Edelstahlwerke Gmbh | Verwendung ferritischer chromstaehle als korrosionsbestaendiger werkstoff fuer den chemischen apparatebau |
| JPS5417291A (en) * | 1978-06-02 | 1979-02-08 | Mitsubishi Heavy Ind Ltd | Apparatus for mooring floating structure at large depth of water |
| FR2456785A1 (fr) * | 1979-05-17 | 1980-12-12 | Daido Steel Co Ltd | Acier de decolletage contenant des inclusions determinees et un procede de sa preparation |
| JPS6029449A (ja) * | 1983-07-27 | 1985-02-14 | Mitsubishi Heavy Ind Ltd | 高クロム耐熱鋳鍛鋼 |
| JPS6048584A (ja) * | 1983-08-25 | 1985-03-16 | Fujitsu Kiden Ltd | 磁気カ−ド偽造防止方式 |
| JPH0627303B2 (ja) * | 1985-07-24 | 1994-04-13 | 愛知製鋼株式会社 | 冷間鍛造用軟磁性ステンレス鋼 |
-
1990
- 1990-12-28 JP JP2418092A patent/JP3068216B2/ja not_active Expired - Lifetime
-
1991
- 1991-12-27 DE DE4143075A patent/DE4143075C2/de not_active Expired - Fee Related
- 1991-12-30 US US07/814,621 patent/US5190722A/en not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| DE4143075A1 (de) | 1992-07-02 |
| US5190722A (en) | 1993-03-02 |
| JP3068216B2 (ja) | 2000-07-24 |
| DE4143075C2 (de) | 1996-06-20 |
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