JPH11140596A - 遅れ破壊特性にすぐれた高強度の冷間鍛造用快削ステンレス鋼および部品の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 （修正有） 【課題】 時効温度を４５０℃から６５０℃までの広い
範囲に選ぶことができ、良好な遅れ破壊特性を示す、マ
ルテンサイト系の高強度の冷間鍛造用快削ステンレス鋼
を提供する。 【解決手段】 重量％で、Ｃ：０．０２０％以下（必要
に応じて、Ｃ：０．００９％以下）、Ｓｉ：１．０％以
下、Ｍｎ：１．５％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：
０．０３％以下、Ｃｕ：２．００〜４．００％、Ｎｉ：
３．５０〜７．００％、Ｃｒ：１４．０〜１７．０％、
Ｍｏ：１．５０％以下、Ｎ：０．０４０％以下、Ｎｂ：
０．０５〜０．４０％およびＢ：０．００１０〜０．０
１００％を含有し、残部が実質的にＦｅであって、かつ
Ｎｂ％＜８（Ｃ％＋Ｎ％）の条件を満足する合金組成を
有するステンレス鋼。溶体化処理温度Ｔｓ（Ｋ）は、lo
g〔Ｎｂ％×（Ｃ％＋Ｎ％）〕＞１１．２−１７５００
／Ｔｓの条件が満足される。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、溶体化熱処理状態
での冷間加工性および被削性がすぐれ、４５０℃〜６５
０℃の範囲の温度で時効熱処理したとき、高い遅れ破壊
特性を確保した、高強度の冷間鍛造用快削ステンレス鋼
と、このステンレス鋼の部品を製造する方法の関する。

【０００２】

【従来の技術】各種の舶用部品、耐食性ファスナー等、
高い強度と耐食性とが求められる機器や部品の材料とし
ては、オーステナイト系ステンレス鋼を冷間加工し、加
工硬化させた高強度材、またはＪＩＳ鋼種ＳＵＳ６３１
またはＳＵＳ６３０のような、析出硬化を利用した高強
度材が用いられている。

【０００３】前者の、加工硬化を利用したオーステナイ
ト系ステンレスは、強度の向上を加工によって生じる歪
みだけに依存しているため、高い強度を得るには冷間で
強加工を行なう必要がある。 強加工の実現には高い能
力を有する加工機が必要があり、加工コストは著しく高
価なものとなるうえ、大型の部品を製造するのは困難で
ある。

【０００４】後者のうち、セミオーステナイト系析出硬
化鋼であるＳＵＳ６３１は、溶体化処理状態では加工能
が高いオーステナイト相からなり、その状態で冷間加工
などを施し、マルテンサイト相に変態させた後、時効処
理を行ない、析出硬化をさせて使用する鋼種である。
この鋼は、合金組成のコントロールを精密に行なわない
と、外気温の変動などにより、溶体化処理した材料にマ
ルテンサイト変態が起こって材料が割れる、いわゆる
「置き割れ」が生じたり、溶体化処理状態で加工して
も、加工時の発熱などに起因して十分なマルテンサイト
変態が行なわれず、製品の硬さがばらついたりする、と
いう問題がある。 そのうえ、上記のように主に冷間加
工を施して使用するという特質上、質量の大きい部品へ
の適用は困難であるという問題もある。

【０００５】ＳＵＳ６３０は、溶体化状態でマルテンサ
イト相からなり、Ｃｕの析出硬化を利用した鋼種で、マ
ルテンサイト系析出硬化型ステンレス鋼に分類される。
この鋼は、時効処理により所望の強度を得ることがで
き、耐食性もステンレス鋼として最も一般的なＳＵＳ３
０４並みであることから、高強度と耐食性が必要とされ
る部品に多く使用されている。

【０００６】このようなマルテンサイト系析出硬化型ス
テンレス鋼は、たとえば特開平８−８５８２２号で提案
されているように、成分の適正なコントロールにより、
溶体化処理状態での冷間加工性を向上させることができ
るなど、加工性も良好になってきていることから、引張
強さ１０００MPa 程度のファスナー材等への適用が進め
られている。 しかしながら、１３００MPa 以上の高い
引張強さが得られる５００℃以下の温度で時効処理をし
た材料では、遅れ破壊特性が不十分で、このような高い
強度が必要とされる部品へ適用することができないとい
う問題点があった。

【０００７】

【発明が解決しようとする課題】本発明の目的は、マル
テンサイト系析出硬化型ステンレス鋼において、すぐれ
た冷間鍛造性および被削性を確保しつつ、４５０〜６５
０℃の範囲の温度で時効処理をしたとき、高い強度を発
現し、かつ良好な遅れ破壊特性を示す鋼を提供すること
にある。 このステンレス鋼を材料として、高い強度と
良好な遅れ破壊特性を示す部品を製造する方法を提供す
ることもまた、本発明の目的に含まれる。

【０００８】

【課題を解決するための手段】本発明の遅れ破壊特性に
すぐれた高強度の冷間鍛造用快削ステンレス鋼は、重量
％で、Ｃ：０．０２％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍ
ｎ：１．５％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０３
％以下、Ｃｕ：２．０〜４．０％、Ｎｉ：３．５〜７．
０％、Ｃｒ：１４．０〜１７．０％、Ｍｏ：１．５％以
下、Ｎ：０．０４％以下、Ｎｂ：０．０５〜０．４０％
およびＢ：０．００１〜０．０１０％を含有し、残部が
実質的にＦｅであって、かつＮｂ％＜８（Ｃ％＋Ｎ％）
の条件を満足させる合金組成を有し、４５０℃〜６５０
℃の温度で時効処理してなる。

【０００９】本発明の遅れ破壊特性にすぐれた高強度の
ステンレス鋼部品の製造方法は、重量％で、Ｃ：０.０
２％以下、Ｓｉ：１.０％以下、Ｍｎ：１.５％以下、
Ｐ：０.０３％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｃｕ：２．
０〜４．０％、Ｎｉ：３．５〜７．０％、Ｃｒ：１４．
０〜１７．０％、Ｍｏ：１．５％以下、Ｎ：０．０４％
以下、Ｎｂ：０．０５〜０．４０％およびＢ：０．００
１〜０．０１０％を含有し、残部が実質的にＦｅであっ
て、かつＮｂ％＜８（Ｃ％＋Ｎ％）の条件を満足する合
金組成を有するステンレス鋼を、Ｎｂ％および（Ｃ％＋
Ｎ％）と、溶体化処理温度Ｔｓ（Ｋ）との関係が log〔Ｎｂ％（Ｃ％＋Ｎ％）〕＞１１．２−１７５００
／Ｔｓ の条件を満足する温度で溶体化処理をし、部品形状に成
形したのち、４５０℃〜６５０℃の温度で時効処理する
ことからなる。

【００１０】

【発明の実施の形態】より高い冷間鍛造性と被削性を実
現するには、上記の合金組成においてＣ量を低減し、
Ｃ：０．００９％以下とすることが好ましい。

【００１１】本発明の冷間鍛造用快削ステンレス鋼にお
いて、合金組成を上記のように限定した理由は、つぎの
とおりである。

【００１２】Ｃ：０．０２０％以下、必要により０．０
０９％以下 Ｃは、冷間加工時の変形抵抗の低下、変形能の向上およ
び被削性の確保の観点から含有量を低くする必要があ
り、０．０２０％以下とする。 とくに冷鍛性および被
削性を重視する場合には、０．００９％以下とする。

【００１３】Ｓｉ：１．０％以下 Ｓｉは鋼の脱酸剤として添加するが、含有量が過大とな
ると溶体化熱処理後の硬さが高くなり、冷間鍛造性およ
び被削性にとって不利になるばかりでなく、δ−フェラ
イトの形成量を増し、鋼の熱間加工性を劣化させる。
１．０％の上限は、このような理由で設けた。 冷間鍛
造性をとくに重視する場合には０．３％以下とする。

【００１４】Ｍｎ：１．５％以下 Ｍｎは鋼の脱酸剤として作用するほか、δ−フェライト
相の形成を抑制する元素としても有効であるため、積極
的に添加し、含有量０．７％以上とすることが好まし
い。 しかし、Ｍｎ含有量が過大になると鋼のＭｓ点が
低下し、残留オーステナイト量が増え、時効処理後の強
度が低下するので、含有量の上限を１．５％とする。

【００１５】Ｐ：０．０３％以下 Ｐは、粒界に偏析して粒界腐食感受性を高めるほか、靱
性の低下を招くため、含有量は低いほど好ましい。 必
要以上の低減はコストの上昇を招くため、０．０３％と
いう許容限度を設けた。

【００１６】Ｓ：０．０３％以下 Ｓは、被削性を向上させる効果はあるものの、鋼の熱間
加工性を劣化させるほか、ＭｎＳを形成し耐食性を著し
く低下させるため、その含有量を極力低くすることが好
ましく、０．０３％を許容限度とする。 より高い耐食
性が要求される場合は、０．０１％以下とする。

【００１７】Ｃｕ：２．０〜４．０％ Ｃｕは、時効処理のために加熱したときにε相を形成
し、鋼を硬化させる作用があるので添加する。 この効
果を十分に得るためには、添加量を２．０％以上とす
る。 過剰な添加は熱間加工性を著しく低下させるた
め、上限を４．０％とする。

【００１８】Ｎｉ：３．５〜７％ Ｎｉは強力なオーステナイト相形成元素であって、δ−
フェライト相の生成を抑制し、鋼の熱間加工性を確保す
る上で有効である。 この作用を確実に得るため、３．
５％以上添加する。 一方、過大な添加は鋼のＭｓ点を
低下させ、残留オーステナイト量を増して時効後の強度
を確保することを困難にするから、７．０％を上限とす
る。

【００１９】Ｃｒ：１４．０〜１７．０％ Ｃｒは耐食性を確保する上で必須の元素であり、この目
的で１４．０％以上添加する。 過剰な添加は、δ−フ
ェライト相の生成を助長して熱間加工性を害するととも
に、時効後の鋼の強度を低下させるため、上限を１７．
０％とする。

【００２０】Ｍｏ：１．５％以下 Ｍｏは、耐食性をさらに向上させることを意図して、
１．５％までの範囲で添加する。 過剰な添加は、Ｃｒ
と同様にδ−フェライト相の生成を助長し、熱間加工性
を害するとともに、時効後の鋼の強度を低下させる。
したがって添加量は、他の成分とのバランスを考えて決
定する必要がある。

【００２１】Ｎ：０．０４０％以下 Ｎは、Ｃと同様に、溶体化処理後の硬さに大きく影響す
る元素であり、その含有量が低いほど溶体化処理後の硬
さが低く、鋼の被削性は向上する。 したがって、Ｎ含
有量はできるだけ低く抑制すべきである。 この観点か
ら、０．０４０％を上限として定めた。

【００２２】Ｎｂ：０．０５〜０．４０％ Ｎｂの添加は、炭窒化物を形成して鋼の結晶粒を微細化
し、溶体化処理後の鋼の硬さを低め、析出硬化処理後の
靱延性、とくにピーク時効時の靱延性を高める効果があ
る。 そこで、０．０５％から０．４０％の範囲で添加
する。

【００２３】Ｂ：０．００１０〜０．０１００％ Ｂは、鋼の熱間加工性を向上させるほか、時効処理時の
遅れ破壊特性を高めるのに有効な元素である。 その効
果を確実に得るためには、０．００１％以上の含有が必
要である。 しかし、過剰な添加は低融点のホウ化物が
粒界に生成するという結果を招き、熱間加工性を低下さ
せることから、その上限を０．０１００％とする。

【００２４】Ｎｂ量と（Ｃ＋Ｎ）量との関係がＮｂ％＜
８（Ｃ％＋Ｎ％）の条件を満足するようにすることは、
４５０〜６５０℃の範囲とくに５００℃以下の温度の時
効処理をしたときの、遅れ破壊特性を良好に確保する上
で必要である。 この関係を満足するとともにＢ添加量
を前記のように適切にえらぶことにより、ＣおよびＮの
量がきわめて低いレベルにあっても、４５０〜６５０℃
の時効処理温度の範囲で、良好な遅れ破壊特性を確保す
ることができる。

【００２５】溶体化処理を、その温度Ｔｓ（Ｋ）が log〔Ｎｂ％（Ｃ％＋Ｎ％）〕＞１１．２−１７５００
／Ｔｓ の関係をみたすようにすること、つまり上式で定められ
る上限以下の温度で溶体化処理を行なうことにより、結
晶粒を微細に保って（旧オーステナイト結晶粒度番号７
番以上の細粒）、より高い靱延性を得ること、換言すれ
ば、より高い信頼性を確保した部品を製造することがで
きる。 この交換が得られる作用機構としては、Ｎｂを
完全には固溶させずに一部残すことによって、粒界の移
動・消滅を防ぐというピンニング効果が考えられる。
ただし、この条件をみたす熱処理を行なうのが得策か否
かは、この材料で製造した部品に要求される特性と、製
造工程の便宜とを考え合わせて判断すべきである。

【００２６】

【実施例】表１に示す合金組成（重量％、残部Ｆｅ）の
鋼を真空誘導炉で溶製して、５０kg鋼塊を得た。 比較
例のうちｆは、ＳＵＳ６３０鋼である。

【００２７】 表 １ Nb/鋼 Ｃ Ｍｎ Ｓｉ Ｐ Ｓ Ｃｕ Ｎｉ Ｃｒ Ｍｏ Ｎ Ｎｂ Ｂ (C+N) 実施例 Ａ 0.007 0.76 0.18 0.017 0.002 3.14 4.86 15.6 0.08 0.021 0.18 0.0024 6.4 Ｂ 0.005 0.91 0.24 0.024 0.001 3.23 4.72 15.1 0.34 0.015 0.12 0.0016 6.0 Ｃ 0.009 0.88 0.12 0.013 0.003 3.09 4.68 15.6 0.12 0.027 0.18 0.0031 5.0 Ｄ 0.009 0.66 0.28 0.029 0.003 3.38 4.81 15.8 0.09 0.016 0.16 0.0022 6.4 Ｅ 0.016 0.92 0.41 0.019 0.004 3.00 5.80 16.3 0.20 0.017 0.21 0.0028 6.4 Ｆ 0.004 0.80 0.07 0.008 0.001 3.41 6.10 16.0 0.05 0.028 0.19 0.0024 5.9 Ｇ 0.008 0.95 0.10 0.022 0.001 2.76 3.88 15.5 0.11 0.016 0.15 0.0038 6.3 Ｈ 0.009 0.94 0.21 0.024 0.005 2.81 4.53 15.2 0.39 0.018 0.15 0.0015 5.6 Ｉ 0.011 0.89 0.26 0.029 0.007 2.99 5.00 16.1 0.06 0.016 0.16 0.0051 5.9 Ｊ 0.007 0.75 0.09 0.026 0.003 3.11 4.91 15.6 0.15 0.022 0.16 0.0021 5.5 Ｋ 0.005 0.85 0.13 0.011 0.012 3.17 4.85 15.8 0.41 0.031 0.17 0.0030 4.7 Ｌ 0.006 0.87 0.14 0.016 0.008 2.85 4.33 15.0 1.04 0.021 0.17 0.0028 6.3 Ｍ 0.003 1.00 0.08 0.020 0.006 3.29 4.97 15.1 0.71 0.036 0.25 0.0019 6.4Ｎ 0.019 0.42 0.11 0.014 0.007 2.36 3.67 16.5 0.03 0.012 0.20 0.0025 6.5 比較例 ａ 0.005 0.93 0.24 0.025 0.006 3.16 4.59 15.6 0.08 0.029 0.35 − 10.3 ｂ 0.007 0.84 0.17 0.023 0.007 3.41 5.13 15.9 0.26 0.019 0.40 .0021 15.4 ｃ 0.015 0.50 0.05 0.014 0.002 2.97 4.95 15.3 0.42 0.027 0.42 .0035 10.0 ｄ 0.006 0.76 0.12 0.026 0.001 3.26 5.04 15.1 0.68 0.037 0.38 .0009 8.8 ｅ 0.005 0.92 0.16 0.014 0.008 3.05 4.11 15.0 0.95 0.018 0.18 − 7.8ｆ 0.052 0.86 0.19 0.022 0.010 3.21 4.08 15.7 0.21 0.033 0.33 − 3.9 各鋼塊を熱間鍛造して、２０mmの丸棒に加工した。 そ
れらのサンプルを、表２に示す温度に３０分間保持した
のち油冷する溶体化処理を施し、硬さ試験、被削性試験
および圧縮試験に供した。硬さ試験は、約２０mm角×１
０mmの形状の試験片を用い、横断面について、ロックウ
ェルＣ硬さ測定試験を行なった。被削性試験は、３５mm
角×２００mmの試験片を用い、以下の条件で実施した： 工 具： ＳＫＨ５１製ドリル 直径５mm 送 り： ０．０７mm／rev. 切削油： なし 穿 孔： 一定周速で深さ１５mmの孔を連続穿孔 評 価： 総穿孔深さ５００mmとなる周速（ＶＬ５０
０） 圧縮試験は、直径１５mm×高さ２２．５mmの円柱形状の
試験片を用い、円柱の両端部が拘束された状態で圧縮変
形を加える、いわゆる端面拘束圧縮試験を行なった。
圧縮率は７０％とし、１０個の試験片を試験したとき、
割れた数により圧縮特性の良否を判断した。

【００２８】上記の試験の結果を、まとめて表２に示
す。 表２において、「log… 式」欄の○印は、前記し
たＮｂ％および（Ｃ％＋Ｎ％）と溶体化温度ＳＴとの関
係式で示される条件を満足していることを示し、□はそ
うでないことを意味する。

【００２９】 表２ 溶体化処理条件 溶体化処理後の物性 No. 鋼 ＳＴ(Ｋ) log…式 硬さＨRC ＶＬ500(m/min) 割れ数 実施例１ Ａ １２９３ ○ ２６ １０．０ ０ ２ Ｂ １２５８ ○ ２５ １１．８ ０ ３ Ｃ １２９３ ○ ２７ ９．７ ０ ４ Ｄ １２７８ ○ ２６ １０．５ ０ ５ Ｅ １２９８ ○ ２７ ９．６ １ ６ Ｆ １２９８ ○ ２７ ９．７ ０ ７ Ｇ １２７３ ○ ２６ ９．９ ０ ８ Ｈ １２７３ ○ ２６ ９．９ ０ ９ Ｉ １２７８ ○ ２６ １０．３ ０ 10 Ｊ １２８３ ○ ２７ １０．１ ０ 11 Ｋ １２９８ ○ ２８ ９．２ ０ 12 Ｌ １２７８ ○ ２７ ９．５ ０ 13 Ｍ １３１３ ○ ２８ ９．１ ０ 14 Ｎ １２９３ ○ ２７ ９．９ ２ 15 Ａ １３２３ □ ２６ １０．３ ０ 16 Ｇ １３１８ □ ２５ １１．０ ０ 17 Ｌ １３２３ □ ２６ １１．１ ０ 比較例21 ａ １３１３ ○ ２８ ８．７ ０ 22 ｂ １２９８ ○ ２７ ９．２ ０ 23 ｃ １３１３ ○ ２９ ８．４ ０ 24 ｄ １２９３ ○ ２９ ７．９ １ 25 ｅ １３１３ □ ２６ １０．２ ０ 26 ｆ １３１３ ○ ３４ ４．７ １０ 上記の溶体化処理材に対し、４８０℃または６２０℃で
それぞれ４時間保持したのち空冷する時効処理を施し、
得られた時効処理材について、硬さ試験、遅れ破壊試験
および引張試験を行なった。 その結果を表３に示す。

【００３０】 表３ 時効処理 ４８０℃ 時効処理 ６２０℃ 硬さ 静曲げ ＰＳ ＴＳ Ｅｌ 硬さ 静曲げ ＰＳ ＴＳ Ｅｌ No. HRC 比 (MPa) (MPa) (%) HRC 比 (MPa) (MPa) (%) 実施例１ 42 0.8 1247 1392 15 30 ≧0.9 794 989 22 ２ 43 0.85 1251 1402 14 28 ≧0.9 759 957 24 ３ 42 ≧0.9 1234 1385 16 29 ≧0.9 790 980 21 ４ 45 0.8 1288 1438 12 29 ≧0.9 776 974 22 ５ 43 0.85 1255 1411 14 32 ≧0.9 818 1019 23 ６ 45 0.85 1269 1426 13 32 ≧0.9 821 1025 21 ７ 39 0.85 1238 1366 15 28 ≧0.9 769 963 22 ８ 40 ≧0.9 1244 1374 15 29 ≧0.9 770 967 22 ９ 41 0.85 1246 1382 14 30 ≧0.9 805 1001 23 10 42 ≧0.9 1249 1400 14 31 ≧0.9 824 1033 21 11 42 ≧0.9 1258 1413 14 33 ≧0.9 840 1050 20 12 39 0.8 1246 1390 16 30 ≧0.9 793 994 22 13 43 0.8 1279 1426 12 34 ≧0.9 844 1056 21 14 38 0.8 1212 1360 17 31 ≧0.9 824 1028 23 15 42 0.7 1244 1409 10 31 ≧0.9 831 1036 20 16 39 0.7 1236 1372 8 29 ≧0.9 800 997 22 17 40 0.7 1228 1367 9 30 ≧0.9 807 999 22 比較例21 41 0.2 1254 1394 15 32 ≧0.9 815 1024 21 22 43 0.2 1263 1421 11 28 ≧0.9 752 948 22 23 40 0.25 1242 1377 14 34 ≧0.9 833 1048 19 24 42 0.45 1248 1398 14 34 ≧0.9 843 1056 20 25 41 0.5 1257 1402 6 28 ≧0.9 769 964 21 26 43 0.85 1260 1403 13 35 ≧0.9 852 1060 20 遅れ破壊試験は、平行部径６mm×長さ４０mmの試験片の
長手方向の中央部にＶ字形のノッチ（半径０．１mm）を
与えて底部の径を４mmとしたものに、０．１Ｎの塩酸水
溶液を滴下した環境下で、曲げ応力を付与する方法によ
り実施した。種々の曲げ応力における破断時間曲線から
２００時間の破断応力を求め、塩酸を滴下しない環境で
の静的曲げ応力に対する比（２００時間静曲げ比）によ
り評価した。

【００３１】引張試験は、平行部径８mmのＪＩＳ４号試
験片を用い、ＪＩＳＺ２２４１に定める方法に従い、常
温において、０．２％耐力、引張強さおよび伸びを測定
することにより行なった。

【００３２】表３の結果からわかるように、本発明の範
囲に入る鋼は、比較例ｆとして用いた既知のＳＵＳ６３
０にくらべてＶＬ500 の値が大きく、７０％の圧縮を加
えても、ＳＵＳ６３０が１０個すべての試験片に割れが
生じたのに対し、割れが生じないか、または生じても１
個か２個であった。

【００３３】このように、本発明の鋼は、溶体化処理状
態での被削性、冷間加工性にすぐれているばかりでな
く、４８０℃という、強度が非常に高くなる比較的低温
の時効処理を施しても、静曲げ比で０．７以上の良好な
遅れ破壊特性を示す。

【００３４】一方、比較例ａ〜ｅは、溶体化処理した状
態や、６２０℃という比較的高い温度で時効処理した状
態では、本発明の鋼に遜色のない特性を有するものの、
より低い４８０℃において時効処理した状態では、その
静曲げ比は０．２〜０．５と低く、遅れ破壊特性が劣っ
ている。

【００３５】

【発明の効果】本発明により、溶体化処理状態ではすぐ
れた加工性を示し、また、強度が高く得られる条件で時
効状態したときでさえ、既知のＳＵＳ６３０と同等の遅
れ破壊特性を有する、高強度の冷間鍛造用快削ステンレ
ス鋼が提供される。 この材料を使用し、好ましくは本
発明の方法に従うことにより、信頼性の高い高強度のス
テンレス鋼部品を製造することができる。

Claims (4)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 重量％で、Ｃ：０.０２％以下、Ｓｉ：
   １.０％以下、Ｍｎ：１.５％以下、Ｐ：０.０３％以
   下、Ｓ：０．０３％以下、Ｃｕ：２．０〜４．０％、Ｎ
   ｉ：３．５〜７．０％、Ｃｒ：１４．０〜１７．０％、
   Ｍｏ：１．５％以下、Ｎ：０．０４％以下、Ｎｂ：０．
   ０５〜０．４０％およびＢ：０．００１〜０．０１０％
   を含有し、残部が実質的にＦｅであって、かつＮｂ％＜
   ８（Ｃ％＋Ｎ％）の条件を満足する合金組成を有するス
   テンレス鋼を４５０℃〜６５０℃で時効処理してなる、
   遅れ破壊特性にすぐれた高強度の冷間鍛造用快削ステン
   レス鋼。
2. 【請求項２】 重量％で、Ｃ：０.００９％以下、Ｓ
   ｉ：１.０％以下、Ｍｎ：１.５％以下、Ｐ：０.０３％
   以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｃｕ：２．０〜４．０％、
   Ｎｉ：３．５〜７．０％、Ｃｒ：１４．０〜１７．０
   ％、Ｍｏ：１．５％以下、Ｎ：０．０４％以下、Ｎｂ：
   ０．０５〜０．４０％およびＢ：０．００１〜０．０１
   ０％を含有し、残部が実質的にＦｅであって、かつＮｂ
   ％＜８（Ｃ％＋Ｎ％）の条件を満足する合金組成を有す
   るステンレス鋼を４５０℃〜６５０℃で時効処理してな
   る、遅れ破壊特性にすぐれた高強度の冷間鍛造用快削ス
   テンレス鋼。
3. 【請求項３】 重量％で、Ｃ：０.０２％以下、Ｓｉ：
   １.０％以下、Ｍｎ：１.５％以下、Ｐ：０.０３％以
   下、Ｓ：０．０３％以下、Ｃｕ：２．０〜４．０％、Ｎ
   ｉ：３．５〜７．０％、Ｃｒ：１４．０〜１７．０％、
   Ｍｏ：１．５％以下、Ｎ：０．０４％以下、Ｎｂ：０．
   ０５〜０．４０％およびＢ：０．００１〜０．０１０％
   を含有し、残部が実質的にＦｅであって、かつＮｂ％＜
   ８（Ｃ％＋Ｎ％）の条件を満足する合金組成を有するス
   テンレス鋼を、Ｎｂ％および（Ｃ％＋Ｎ％）と、溶体化
   処理温度Ｔｓ（Ｋ）との関係が log〔Ｎｂ％（Ｃ％＋Ｎ％）〕＞１１．２−１７５００
   ／Ｔｓ の条件を満足する温度で溶体化処理をし、部品形状に成
   形したのち、４５０℃〜６５０℃の温度で時効処理する
   ことからなる、遅れ破壊特性にすぐれた高強度の冷間鍛
   造用快削ステンレス鋼部品の製造方法。
4. 【請求項４】 重量％で、Ｃ：０.００９％以下、Ｓ
   ｉ：１.０％以下、Ｍｎ：１.５％以下、Ｐ：０.０３％
   以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｃｕ：２．０〜４．０％、
   Ｎｉ：３．５〜７．０％、Ｃｒ：１４．０〜１７．０
   ％、Ｍｏ：１．５％以下、Ｎ：０．０４％以下、Ｎｂ：
   ０．０５〜０．４０％およびＢ：０．００１〜０．０１
   ０％を含有し、残部が実質的にＦｅであって、かつＮｂ
   ％＜８（Ｃ％＋Ｎ％）の条件を満足する合金組成を有す
   るステンレス鋼を、Ｎｂ％および（Ｃ％＋Ｎ％）と、溶
   体化処理温度Ｔｓ（Ｋ）との関係が log〔Ｎｂ％（Ｃ％＋Ｎ％）〕＞１１．２−１７５００
   ／Ｔｓ の条件を満足する温度で溶体化処理をし、部品形状に成
   形したのち、４５０℃〜６５０℃の温度で時効処理する
   ことからなる、遅れ破壊特性にすぐれた高強度の冷間鍛
   造用快削ステンレス鋼部品の製造方法。