JPH1150203A - 表面高硬度、高耐食性、高靭性マルテンサイト系ステンレス鋼 - Google Patents
表面高硬度、高耐食性、高靭性マルテンサイト系ステンレス鋼Info
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- JPH1150203A JPH1150203A JP20679297A JP20679297A JPH1150203A JP H1150203 A JPH1150203 A JP H1150203A JP 20679297 A JP20679297 A JP 20679297A JP 20679297 A JP20679297 A JP 20679297A JP H1150203 A JPH1150203 A JP H1150203A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 本発明は、表面硬度、耐食性および靭性に優
れ、建築、建材等の構造用の表面改質されたマルテンサ
イト系スレンテス鋼を提供する。 【解決手段】 マトリックスの組成が重量％で、Ｃ：
０．０５〜０．４０％、Ｎ：０．１２％以下、Ｃｒ：１
２．０〜１６．０％、０．１％≦Ｃ＋Ｎ≦０．４０％で
残部が実質的にＦｅおよび不可避的不純物であるマルテ
ンサイト系ステンレス鋼で、表層の結晶粒度が約３０〜
１５０μｍ、表層のＮ濃度が約０．１５％以上、表層の
炭窒化物量が重量％で０．５％以下であることを特徴と
する表面高硬度、高耐食、高靭性マルテンサイト系ステ
ンレス鋼。
れ、建築、建材等の構造用の表面改質されたマルテンサ
イト系スレンテス鋼を提供する。 【解決手段】 マトリックスの組成が重量％で、Ｃ：
０．０５〜０．４０％、Ｎ：０．１２％以下、Ｃｒ：１
２．０〜１６．０％、０．１％≦Ｃ＋Ｎ≦０．４０％で
残部が実質的にＦｅおよび不可避的不純物であるマルテ
ンサイト系ステンレス鋼で、表層の結晶粒度が約３０〜
１５０μｍ、表層のＮ濃度が約０．１５％以上、表層の
炭窒化物量が重量％で０．５％以下であることを特徴と
する表面高硬度、高耐食、高靭性マルテンサイト系ステ
ンレス鋼。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、表面硬度、耐食性
および靭性に優れ、建築、建材等の構造用材料として使
用される表面改質されたマルテンサイト系ステンレス鋼
に関するものである。
および靭性に優れ、建築、建材等の構造用材料として使
用される表面改質されたマルテンサイト系ステンレス鋼
に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】ステンレス鋼の耐食性の向上には窒素の
添加が有効である。しかし、マルテンサイト系ステンレ
ス鋼に窒素を多量に添加しようとすると凝固時にδフェ
ライト構造をとるため、窒素の溶解度が低く、ブローホ
ールが発生する。そのため、素材に窒素を添加しようと
しても約０．１％程度が限界であった。
添加が有効である。しかし、マルテンサイト系ステンレ
ス鋼に窒素を多量に添加しようとすると凝固時にδフェ
ライト構造をとるため、窒素の溶解度が低く、ブローホ
ールが発生する。そのため、素材に窒素を添加しようと
しても約０．１％程度が限界であった。
【０００３】一方、マルテンサイト系ステンレス鋼は約
９００〜１３００℃ではオーステナイト組織となり、そ
の温度では窒素の溶解度が高くなる。このため、マルテ
ンサイト系ステンレス鋼をその温度で窒素主体の雰囲気
中で熱処理すると表層から窒素が素材に侵入し、表面が
硬化（窒化）することが知られている（特開昭５２−７
７８３６号公報参照）。
９００〜１３００℃ではオーステナイト組織となり、そ
の温度では窒素の溶解度が高くなる。このため、マルテ
ンサイト系ステンレス鋼をその温度で窒素主体の雰囲気
中で熱処理すると表層から窒素が素材に侵入し、表面が
硬化（窒化）することが知られている（特開昭５２−７
７８３６号公報参照）。
【０００４】また、マルテンサイト系ステンレス鋼の靭
性を高めるために微細炭窒化物を利用して結晶粒の微細
化が行われている（特開平８−６７９５０号公報参
照）。
性を高めるために微細炭窒化物を利用して結晶粒の微細
化が行われている（特開平８−６７９５０号公報参
照）。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、窒化条
件によっては表面の硬化不良、耐食性不良、または靭性
不良を起こすことがあり、表面高硬度、高耐食性および
高靭性を全て兼ね備えた表面特性を得ることができなか
った。また、結晶粒微細化に伴い、多量の粒界炭窒化物
が生成し、靭性が劣化する場合があった。本発明はこれ
らの課題を解決し、表面高硬度、高耐食性、且つ高靭性
を全て兼ね備えたマルテンサイト系ステンレス鋼材料を
提供することにある。
件によっては表面の硬化不良、耐食性不良、または靭性
不良を起こすことがあり、表面高硬度、高耐食性および
高靭性を全て兼ね備えた表面特性を得ることができなか
った。また、結晶粒微細化に伴い、多量の粒界炭窒化物
が生成し、靭性が劣化する場合があった。本発明はこれ
らの課題を解決し、表面高硬度、高耐食性、且つ高靭性
を全て兼ね備えたマルテンサイト系ステンレス鋼材料を
提供することにある。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、上記課題
を解決するために種々検討した結果、マルテンサイト系
ステンレス鋼において、マトリックスの成分を限定し、
且つ表面の結晶粒度、Ｎ量（％）、析出物量を限定する
ことで表面高硬度、高耐食、および高靭性を有するマル
テンサイト系ステンレス鋼を得ることを見いだした。本
発明は、この知見に基づいてなされた。
を解決するために種々検討した結果、マルテンサイト系
ステンレス鋼において、マトリックスの成分を限定し、
且つ表面の結晶粒度、Ｎ量（％）、析出物量を限定する
ことで表面高硬度、高耐食、および高靭性を有するマル
テンサイト系ステンレス鋼を得ることを見いだした。本
発明は、この知見に基づいてなされた。
【０００７】すなわち本発明は、マトリックスの組成が
重量％で Ｃ： ０．０５〜０．４０％、 Ｎ：０．１％以下、 Ｃｒ：１２．０〜１６．０％、 ０．１％≦Ｃ＋Ｎ≦０．４％ を含有し、残部が実質的にＦｅおよび不可避的不純物で
あるマルテンサイト系ステンレス鋼であり、表層の結晶
粒度が約３０〜１００μｍであることを特徴とする表面
高硬度、高耐食性および高靭性のマルテンサイト系ステ
ンレス鋼である。また、上記記載の鋼における表層の炭
窒化物量が、重量％で０．７％以下であることを特徴と
する表面高硬度、高耐食、および高靭性マルテンサイト
系ステンレス鋼である。更に、上記それぞれに記載した
鋼における表層のＮ量が、重量％で０．２〜０．８％で
あることを特徴とする表面高硬度、高耐食性、および高
靭性マルテンサイト系ステンレス鋼である。
重量％で Ｃ： ０．０５〜０．４０％、 Ｎ：０．１％以下、 Ｃｒ：１２．０〜１６．０％、 ０．１％≦Ｃ＋Ｎ≦０．４％ を含有し、残部が実質的にＦｅおよび不可避的不純物で
あるマルテンサイト系ステンレス鋼であり、表層の結晶
粒度が約３０〜１００μｍであることを特徴とする表面
高硬度、高耐食性および高靭性のマルテンサイト系ステ
ンレス鋼である。また、上記記載の鋼における表層の炭
窒化物量が、重量％で０．７％以下であることを特徴と
する表面高硬度、高耐食、および高靭性マルテンサイト
系ステンレス鋼である。更に、上記それぞれに記載した
鋼における表層のＮ量が、重量％で０．２〜０．８％で
あることを特徴とする表面高硬度、高耐食性、および高
靭性マルテンサイト系ステンレス鋼である。
【０００８】更に、上記それぞれに記載した鋼の組成
が、更に重量％で３％以下のＭｏを含むことを特徴とす
る高硬度、高耐食性および高靭性マルテンサイト系ステ
ンス鋼である。更に、上記それぞれに記載した鋼の組成
が、更に重量％で３．５％以下のＮｉを含むことを特徴
とする高硬度、高耐食および高靭性マルテンサイト系ス
テンレス鋼である。更に、上記それぞれに記載した鋼の
組成が、更に重量％で０．２％以下のＴｉ、または０．
２％以下のＮｂのうちの１種以上を含むことを特徴とす
る表面高硬度、高耐食性および高靭性マルテンサイト系
ステンレス鋼である。
が、更に重量％で３％以下のＭｏを含むことを特徴とす
る高硬度、高耐食性および高靭性マルテンサイト系ステ
ンス鋼である。更に、上記それぞれに記載した鋼の組成
が、更に重量％で３．５％以下のＮｉを含むことを特徴
とする高硬度、高耐食および高靭性マルテンサイト系ス
テンレス鋼である。更に、上記それぞれに記載した鋼の
組成が、更に重量％で０．２％以下のＴｉ、または０．
２％以下のＮｂのうちの１種以上を含むことを特徴とす
る表面高硬度、高耐食性および高靭性マルテンサイト系
ステンレス鋼である。
【０００９】
【発明の実施の形態】先ず、本発明のマトリックスの鋼
の成分範囲について述べる。Ｃはマルテンサイト系ステ
ンレス鋼の窒化後の表層のビッカース硬さで５５０以上
を確保するために０．０５％以上添加する。しかし、
０．４％を超えて添加すると、粗大粒界炭化物が析出
し、耐食性や、靭性を劣化させることから上限を０．４
％に限定した。
の成分範囲について述べる。Ｃはマルテンサイト系ステ
ンレス鋼の窒化後の表層のビッカース硬さで５５０以上
を確保するために０．０５％以上添加する。しかし、
０．４％を超えて添加すると、粗大粒界炭化物が析出
し、耐食性や、靭性を劣化させることから上限を０．４
％に限定した。
【００１０】Ｃｒは耐食性を付与するために、１２．０
％以上添加する。しかし、１６％を超えて添加すると、
δフェライト組織が存在し、耐食性および靭性を劣化さ
せるため、上限を１６．０％に限定した。
％以上添加する。しかし、１６％を超えて添加すると、
δフェライト組織が存在し、耐食性および靭性を劣化さ
せるため、上限を１６．０％に限定した。
【００１１】Ｎはマルテンサイト系ステンレス鋼の窒化
後の表層のビッカース硬さで５５０以上を確保するため
に添加する。しかし、０．１％を超えて添加すると凝固
時に気泡を生成し、製造性を著しく低下させるため、上
限を０．１％に限定した。
後の表層のビッカース硬さで５５０以上を確保するため
に添加する。しかし、０．１％を超えて添加すると凝固
時に気泡を生成し、製造性を著しく低下させるため、上
限を０．１％に限定した。
【００１２】Ｃ＋Ｎは窒化後のマルテンサイト系ステン
レス鋼の表面でビッカース硬さ５５０以上を確保するた
め、および窒化時の表層の結晶粒径を１００μｍ以下に
するために０．１％以上にする。しかし、０．４％を超
えて添加すると、冷却中に粒界に多量の炭窒化物が生成
し、靭性を劣化させるため、上限を０．４％に限定し
た。
レス鋼の表面でビッカース硬さ５５０以上を確保するた
め、および窒化時の表層の結晶粒径を１００μｍ以下に
するために０．１％以上にする。しかし、０．４％を超
えて添加すると、冷却中に粒界に多量の炭窒化物が生成
し、靭性を劣化させるため、上限を０．４％に限定し
た。
【００１３】Ｍｏは耐食性を付与するために必要に応じ
て添加するが、３．０％を超えて添加してもその効果は
飽和するばかりか、δフェライトが生成し、耐食性、お
よび靭性を劣化させるため上限を３．０％に限定した。
て添加するが、３．０％を超えて添加してもその効果は
飽和するばかりか、δフェライトが生成し、耐食性、お
よび靭性を劣化させるため上限を３．０％に限定した。
【００１４】Ｎｉはマルテンサイト組織の靭性を高める
ために必要に応じて添加するが、３．５％を超えて添加
すると、窒化時に表層に残留γが生成し、表層の硬さを
低下させるため上限を３．５％に限定した。
ために必要に応じて添加するが、３．５％を超えて添加
すると、窒化時に表層に残留γが生成し、表層の硬さを
低下させるため上限を３．５％に限定した。
【００１５】Ｔｉ，Ｎｂは冷却中に粒界に生成するＣｒ
炭窒化物を抑制し、耐食性および靭性を向上させ、結晶
粒の粗大化を防止するために必要に応じて１種または２
種添加するが、０．２％以上添加するとその効果は飽和
するばかりか、靭性を劣化させる。このことから上限を
０．２％に限定した。上記した以外のＭｎ，Ｓｉ，Ｓ，
Ｐ等の元素は、通常マルテンサイト系ステンレス鋼に含
有する量含んでいる。
炭窒化物を抑制し、耐食性および靭性を向上させ、結晶
粒の粗大化を防止するために必要に応じて１種または２
種添加するが、０．２％以上添加するとその効果は飽和
するばかりか、靭性を劣化させる。このことから上限を
０．２％に限定した。上記した以外のＭｎ，Ｓｉ，Ｓ，
Ｐ等の元素は、通常マルテンサイト系ステンレス鋼に含
有する量含んでいる。
【００１６】本発明は以上のマトリックスの成分と以下
の表面特性から構成される。窒化後の表層の結晶粒は、
窒素の粒界拡散による窒化を促進させ、靭性を確保させ
るために１００μｍ以下に限定した。しかし、３０μｍ
より小さくするには炭窒化物のピンニングを利用しなけ
ればならず、窒化の場合、冷却中にピンニングに使った
炭窒化物を起点に粒界炭窒化物が生成し、靭性を劣化さ
せるため、下限を３０μｍに限定した。
の表面特性から構成される。窒化後の表層の結晶粒は、
窒素の粒界拡散による窒化を促進させ、靭性を確保させ
るために１００μｍ以下に限定した。しかし、３０μｍ
より小さくするには炭窒化物のピンニングを利用しなけ
ればならず、窒化の場合、冷却中にピンニングに使った
炭窒化物を起点に粒界炭窒化物が生成し、靭性を劣化さ
せるため、下限を３０μｍに限定した。
【００１７】窒化後の表層の炭窒化物の析出量は、靭性
確保および耐食性確保のため、重量％で０．７％以下に
限定した。
確保および耐食性確保のため、重量％で０．７％以下に
限定した。
【００１８】窒化後の表層のＮ量（％）は耐食性、およ
び表層の硬さをＨｖで５５０以上にするために、０．２
％以上に限定した。しかし、０．８％を超えると表層Ｃ
ｒ窒化物量が増加し、耐食性および靭性を劣化させるこ
とから上限を０．８％に限定した。ここで、表層のＮ量
（％）の表層とは、例えば表面から約０．２mmの範囲を
いう。
び表層の硬さをＨｖで５５０以上にするために、０．２
％以上に限定した。しかし、０．８％を超えると表層Ｃ
ｒ窒化物量が増加し、耐食性および靭性を劣化させるこ
とから上限を０．８％に限定した。ここで、表層のＮ量
（％）の表層とは、例えば表面から約０．２mmの範囲を
いう。
【００１９】表層の結晶粒径、表層の炭窒化物と靭性、
耐食性の関係を図１に示す。図中でハンチングした領域
が本願発明範囲である。また、表層の結晶粒径、表層の
Ｎ量（％）と硬さ、靭性、耐食性の関係を図２に示す。
図中のハンチングしてある領域が本願発明範囲である。
本発明範囲において高硬度、高耐食性、高靭性が得られ
る。以上の成分と表層特性を有するマルテンサイト系ス
テンレス鋼はの表層高硬度、高耐食性および高靭性を具
備するものである。
耐食性の関係を図１に示す。図中でハンチングした領域
が本願発明範囲である。また、表層の結晶粒径、表層の
Ｎ量（％）と硬さ、靭性、耐食性の関係を図２に示す。
図中のハンチングしてある領域が本願発明範囲である。
本発明範囲において高硬度、高耐食性、高靭性が得られ
る。以上の成分と表層特性を有するマルテンサイト系ス
テンレス鋼はの表層高硬度、高耐食性および高靭性を具
備するものである。
【００２０】
【実施例】以下、本発明を実施例によって更に具体的に
説明する。表１に本発明鋼Ａ〜Ｍおよび比較鋼Ｎ〜Ｕの
成分を示す。なお、表１において、０．２％未満のＭ
ｏ，Ｃｒ量、０．０１％未満のＴｉ，Ｎｂ量は、特に添
加したものでなく、鋼中に含有する分析値を示したもの
である。
説明する。表１に本発明鋼Ａ〜Ｍおよび比較鋼Ｎ〜Ｕの
成分を示す。なお、表１において、０．２％未満のＭ
ｏ，Ｃｒ量、０．０１％未満のＴｉ，Ｎｂ量は、特に添
加したものでなく、鋼中に含有する分析値を示したもの
である。
【００２１】本発明鋼Ａ〜Ｄと比較鋼Ｎ〜Ｐは１２．１
％Ｃｒ系を基本成分としてマルテンサイトの強度および
結晶粒径に影響を及ぼすＣ量（％）およびＮ量（％）を
変化させたものである。本発明鋼Ｂ，Ｅ，Ｆと比較鋼
Ｑ，Ｒは０．１５％Ｃ−０．０３％Ｎ系を基本成分とし
てマルテンサイトの耐食性に影響を及ぼすＣｒ量（％）
を変化させたものである。本発明鋼Ｅ，Ｇ，Ｈと比較鋼
Ｓは０．１６％Ｃ−１３％Ｃｒ−０．０４％Ｎ系を基本
成分としてマルテンサイトの耐食性に影響を及ぼすＭｏ
量（％）を変化させたものである。
％Ｃｒ系を基本成分としてマルテンサイトの強度および
結晶粒径に影響を及ぼすＣ量（％）およびＮ量（％）を
変化させたものである。本発明鋼Ｂ，Ｅ，Ｆと比較鋼
Ｑ，Ｒは０．１５％Ｃ−０．０３％Ｎ系を基本成分とし
てマルテンサイトの耐食性に影響を及ぼすＣｒ量（％）
を変化させたものである。本発明鋼Ｅ，Ｇ，Ｈと比較鋼
Ｓは０．１６％Ｃ−１３％Ｃｒ−０．０４％Ｎ系を基本
成分としてマルテンサイトの耐食性に影響を及ぼすＭｏ
量（％）を変化させたものである。
【００２２】本発明鋼Ｇ，Ｈ，Ｉ，Ｊと比較鋼Ｔは０．
１５％Ｃ−１２．５％Ｃｒ−２％Ｍｏ−０．０６％Ｎ系
を基本成分としてマルテンサイトの靭性に影響を及ぼす
Ｎｉ量（％）を変化させたものである。本発明鋼Ｇ，
Ｋ，Ｌ，Ｍと比較鋼Ｕは０．１５％Ｃ−１３％Ｃｒ−１
％Ｍｏ−０．０５％Ｎ系を基本成分としてマルテンサイ
トの結晶粒微細化に影響を及ぼすＴｉ量（％）およびＮ
ｂ量（％）を変化させたものである。
１５％Ｃ−１２．５％Ｃｒ−２％Ｍｏ−０．０６％Ｎ系
を基本成分としてマルテンサイトの靭性に影響を及ぼす
Ｎｉ量（％）を変化させたものである。本発明鋼Ｇ，
Ｋ，Ｌ，Ｍと比較鋼Ｕは０．１５％Ｃ−１３％Ｃｒ−１
％Ｍｏ−０．０５％Ｎ系を基本成分としてマルテンサイ
トの結晶粒微細化に影響を及ぼすＴｉ量（％）およびＮ
ｂ量（％）を変化させたものである。
【００２３】以上の本発明鋼および比較鋼を通常のステ
ンレス鋼線の製造工程で、溶製し、φ７mmまで熱間線材
圧延を行い、１０００℃で熱延を終了した。得られた熱
延線材を焼鈍、酸洗し、φ５．５mmまで冷間伸線加工を
施した。その後、焼鈍・酸洗を施しφ５．５mmの鋼線に
した。上記鋼線を硬さ評価試験用にφ５．５mm×２０mm
の試験片に加工し、端面を鏡面研磨した。また、耐食性
評価試験用にφ５．５mm×１００mmの試験片に加工し、
靭性評価試験用に５．５×２×５５mmで１mm深さのＵノ
ッチを入れた試験片に加工した。
ンレス鋼線の製造工程で、溶製し、φ７mmまで熱間線材
圧延を行い、１０００℃で熱延を終了した。得られた熱
延線材を焼鈍、酸洗し、φ５．５mmまで冷間伸線加工を
施した。その後、焼鈍・酸洗を施しφ５．５mmの鋼線に
した。上記鋼線を硬さ評価試験用にφ５．５mm×２０mm
の試験片に加工し、端面を鏡面研磨した。また、耐食性
評価試験用にφ５．５mm×１００mmの試験片に加工し、
靭性評価試験用に５．５×２×５５mmで１mm深さのＵノ
ッチを入れた試験片に加工した。
【００２４】その後、この試験片を１０００〜１２００
℃の窒素ガス雰囲気中で窒化し、窒素ガスにより常温ま
で約６０℃/minの冷却速度にて冷却し、２００℃で低温
焼戻しを行った。この結果、表面改質されたマルテンサ
イト系ステンレス鋼が得られた。
℃の窒素ガス雰囲気中で窒化し、窒素ガスにより常温ま
で約６０℃/minの冷却速度にて冷却し、２００℃で低温
焼戻しを行った。この結果、表面改質されたマルテンサ
イト系ステンレス鋼が得られた。
【００２５】次に該熱処理材の表面硬さ、耐食性および
靭性を得るための試験を行った。表面硬さはＪＩＳ Ｚ
２２４４により試験片端面の表層硬さを測定した。本発
明例の硬さのランクはビッカース硬さで５５０以上とし
た。耐食性はＪＩＳ Ｚ２３７１により表層を＃５００
で研磨後、２４０時間試験実施後、その発銹状況で評価
した。本発明の発銹状況は流れ錆が発生してないことに
した。靭性はＪＩＳ Ｚ２２０２よりサイズ５．５×２
×５５mm、深さ１mmのＵノッチで室温にて試験を行い、
その時のシャルピー衝撃値にて評価した。本発明のシャ
ルピー衝撃値は６０J/cm2 以上とした。
靭性を得るための試験を行った。表面硬さはＪＩＳ Ｚ
２２４４により試験片端面の表層硬さを測定した。本発
明例の硬さのランクはビッカース硬さで５５０以上とし
た。耐食性はＪＩＳ Ｚ２３７１により表層を＃５００
で研磨後、２４０時間試験実施後、その発銹状況で評価
した。本発明の発銹状況は流れ錆が発生してないことに
した。靭性はＪＩＳ Ｚ２２０２よりサイズ５．５×２
×５５mm、深さ１mmのＵノッチで室温にて試験を行い、
その時のシャルピー衝撃値にて評価した。本発明のシャ
ルピー衝撃値は６０J/cm2 以上とした。
【００２６】以上の試験結果を表２に示す。表２で明ら
かなように、本発明例は全て上記特性ランクを満足して
いるのに対し、比較例Ｎｏ．１４はＣ量（％）およびＣ
＋Ｎ量（％）が低く、表層硬さに劣っていた。比較例Ｎ
ｏ．１５はＣ量（％）およびＣ＋Ｎ量（％）が高く、粒
界炭窒化物析出のため耐食性および靭性に劣っているば
かりか、表層残留γのため表面硬さにも劣っていた。比
較例Ｎｏ．１６はマトリックスのＮ量（％）が高く、鋳
造時に気泡が生成し、製造性に劣っていた。
かなように、本発明例は全て上記特性ランクを満足して
いるのに対し、比較例Ｎｏ．１４はＣ量（％）およびＣ
＋Ｎ量（％）が低く、表層硬さに劣っていた。比較例Ｎ
ｏ．１５はＣ量（％）およびＣ＋Ｎ量（％）が高く、粒
界炭窒化物析出のため耐食性および靭性に劣っているば
かりか、表層残留γのため表面硬さにも劣っていた。比
較例Ｎｏ．１６はマトリックスのＮ量（％）が高く、鋳
造時に気泡が生成し、製造性に劣っていた。
【００２７】比較例Ｎｏ．１７はＣｒ量（％）が低く、
耐食性に劣っていた。比較例Ｎｏ．１８はＣｒ量（％）
が高く、δフェライト生成のため粒界炭窒化物量が多
く、耐食性および靭性に劣っていた。比較例Ｎｏ．１９
はＭｏ量（％）が高く、δフェライト生成のため粒界炭
窒化物量が多く、耐食性および靭性に劣っていた。
耐食性に劣っていた。比較例Ｎｏ．１８はＣｒ量（％）
が高く、δフェライト生成のため粒界炭窒化物量が多
く、耐食性および靭性に劣っていた。比較例Ｎｏ．１９
はＭｏ量（％）が高く、δフェライト生成のため粒界炭
窒化物量が多く、耐食性および靭性に劣っていた。
【００２８】比較例Ｎｏ．２０はＮｉ量（％）が高く、
表層に残留γ生成により表層硬さに劣っていた。比較例
Ｎｏ．２１はＴｉ量（％）およびＮｂ量（％）が高く、
析出物量が多く、靭性に劣っていた。以上の実施例から
分かるように本発明鋼の優位性は明らかである。
表層に残留γ生成により表層硬さに劣っていた。比較例
Ｎｏ．２１はＴｉ量（％）およびＮｂ量（％）が高く、
析出物量が多く、靭性に劣っていた。以上の実施例から
分かるように本発明鋼の優位性は明らかである。
【００２９】表３に窒化後の表層の結晶粒径、炭窒化物
量、Ｎ量（％）について本発明例および比較例を比較し
た実施例を示す。これらの実施例は表１記載の本発明鋼
ＣおよびＩの成分の鋼線を前記試験片に加工し、表３に
示すようにな条件で窒化焼入を行い、その後、２００℃
で焼戻した。
量、Ｎ量（％）について本発明例および比較例を比較し
た実施例を示す。これらの実施例は表１記載の本発明鋼
ＣおよびＩの成分の鋼線を前記試験片に加工し、表３に
示すようにな条件で窒化焼入を行い、その後、２００℃
で焼戻した。
【００３０】これらの実施例は前述した表層の硬さ、耐
食性、靭性にて評価した。表３で明らかなように、本発
明例は全て前記特性ランクを満足しているのに対し、Ｎ
ｏ．２６は結晶粒径が小さく、粒界炭化物が析出してお
り、耐食性、靭性に劣っていた。Ｎｏ．２７は表層のＮ
量（％）が低く、耐食性に劣っていた。
食性、靭性にて評価した。表３で明らかなように、本発
明例は全て前記特性ランクを満足しているのに対し、Ｎ
ｏ．２６は結晶粒径が小さく、粒界炭化物が析出してお
り、耐食性、靭性に劣っていた。Ｎｏ．２７は表層のＮ
量（％）が低く、耐食性に劣っていた。
【００３１】Ｎｏ．２８は結晶粒が大きく、靭性が劣っ
ている。Ｎｏ．２９は粒径が小さく、粒界炭窒化物量が
多く、耐食性、靭性に劣っていた。Ｎｏ．３０は表層の
Ｎ量（％）が低く、表層硬さに劣っていた。Ｎｏ．３１
は結晶粒径が大きく靭性に劣っていた。Ｎｏ．３２は表
面のＮ量が高く、耐食性および靭性に劣っていた。
ている。Ｎｏ．２９は粒径が小さく、粒界炭窒化物量が
多く、耐食性、靭性に劣っていた。Ｎｏ．３０は表層の
Ｎ量（％）が低く、表層硬さに劣っていた。Ｎｏ．３１
は結晶粒径が大きく靭性に劣っていた。Ｎｏ．３２は表
面のＮ量が高く、耐食性および靭性に劣っていた。
【００３２】表４に窒化時間を変化させた時の表層の結
晶粒径についての本発明例および比較例を比較した実施
例を示す。これらの実施例は表１記載の本発明鋼Ｃの成
分の鋼線を前記試験片に加工し、表４に示すようにな条
件で窒化焼入を行い、その後、２００℃で焼戻した。
晶粒径についての本発明例および比較例を比較した実施
例を示す。これらの実施例は表１記載の本発明鋼Ｃの成
分の鋼線を前記試験片に加工し、表４に示すようにな条
件で窒化焼入を行い、その後、２００℃で焼戻した。
【００３３】これらの実施例は前述した表層の硬さ、耐
食性、靭性にて評価した。表４で明らかなように、本発
明例は全て前記特性ランクを満足しているのに対し、Ｎ
ｏ．３５は結晶粒径が小さく、炭窒化物量が多く、耐食
性、および靭性に劣っていた。Ｎｏ．３６は結晶粒径が
大きく、靭性に劣っていた。
食性、靭性にて評価した。表４で明らかなように、本発
明例は全て前記特性ランクを満足しているのに対し、Ｎ
ｏ．３５は結晶粒径が小さく、炭窒化物量が多く、耐食
性、および靭性に劣っていた。Ｎｏ．３６は結晶粒径が
大きく、靭性に劣っていた。
【００３４】表５に窒化後の冷却条件を変化させた時の
表層の炭窒化物量について本発明例および比較例を比較
した実施例を示す。これらの実施例は表１記載の本発明
鋼ＣおよびＩの成分の鋼線を前記試験片に加工し、表３
に示すようにな条件で窒化焼入を行い、その後、２００
℃で焼戻した。
表層の炭窒化物量について本発明例および比較例を比較
した実施例を示す。これらの実施例は表１記載の本発明
鋼ＣおよびＩの成分の鋼線を前記試験片に加工し、表３
に示すようにな条件で窒化焼入を行い、その後、２００
℃で焼戻した。
【００３５】これらの実施例は前述した表層の硬さ、耐
食性、靭性にて評価した。表５で明らかなように、本発
明例は全て前記特性ランクを満足しているのに対し、Ｎ
ｏ．３９，４０は炭窒化物量が多く、耐食性および靭性
に劣っていた。以上の実施例から分かるように本発明鋼
の優位性が明らかである。
食性、靭性にて評価した。表５で明らかなように、本発
明例は全て前記特性ランクを満足しているのに対し、Ｎ
ｏ．３９，４０は炭窒化物量が多く、耐食性および靭性
に劣っていた。以上の実施例から分かるように本発明鋼
の優位性が明らかである。
【００３６】
【表１】
【００３７】
【表２】
【００３８】
【表３】
【００３９】
【表４】
【００４０】
【表５】
【００４１】
【発明の効果】以上の各実施例から明らかなように本発
明により表面硬度、耐食性および靭性に優れ、建築、建
材等の構造用の表面改質されたマルテンサイト系ステン
レス鋼を安価に提供することが可能であり、産業上極め
て有用である。
明により表面硬度、耐食性および靭性に優れ、建築、建
材等の構造用の表面改質されたマルテンサイト系ステン
レス鋼を安価に提供することが可能であり、産業上極め
て有用である。
【図１】表層の結晶粒径、表層のＣｒ炭窒化物と靭性、
耐食性の関係を示す。
耐食性の関係を示す。
【図２】表層の結晶粒径、表層のＮ量（％）と硬さ、靭
性、耐食性の関係を示す。
性、耐食性の関係を示す。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 吉村 公一 山口県光市大字島田3434番地 新日本製鐵 株式会社光製鐵所内 (72)発明者 多田 好宣 山口県光市大字島田3434番地 新日本製鐵 株式会社光製鐵所内
Claims (6)
- 【請求項１】 マトリックスの組成が重量％で、 Ｃ ：０．０５〜０．４０％、 Ｎ ：０．１％以下、 Ｃｒ：１２．０〜１６．０％を含有し、 ０．１％≦Ｃ＋Ｎ≦０．４％ で残部が実質的にＦｅおよび不可避的不純物であるマル
テンサイト系ステンレス鋼であり、表層の結晶粒度が約
３０〜１００μｍであることを特徴とする表面高硬度、
高耐食性および高靭性マルテンサイト系ステンレス鋼。 - 【請求項２】 表層の炭窒化物量が重量％で０．７％以
下であることを特徴とする請求項１記載の表面高硬度、
高耐食性および高靭性マルテンサイト系ステンレス鋼。 - 【請求項３】 表層のＮ量（％）が重量％で０．２〜
０．８％であることを特徴とする請求項１または２記載
の表面高硬度、高耐食性および高靭性マルテンサイト系
ステンレス鋼。 - 【請求項４】 請求項１ないし３のいずれか１項に記載
のマルテンサイト系ステンレス鋼であって、該鋼の組成
が更に重量％で３％以下のＭｏを含むことを特徴とする
表面高硬度、高耐食性および高靭性マルテンサイト系ス
テンレス鋼。 - 【請求項５】 請求項１ないし４のいずれか１項に記載
のマルテンサイト系ステンレス鋼であって、該鋼の組成
が更に重量％で３．５％以下のＮｉを含むことを特徴と
する表面高硬度、高耐食性および高靭性マルテンサイト
系ステンレス鋼。 - 【請求項６】 請求項１ないし５のいずれか１項に記載
のマルテンサイト系ステンレス鋼であって、該鋼の組成
が更に重量％で０．２％以下のＴｉ、または０．２％以
下のＮｂのうちの１種以上を含むことを特徴とする表面
高硬度、高耐食性および高靭性マルテンサイト系ステン
レス鋼。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP20679297A JP3471576B2 (ja) | 1997-07-31 | 1997-07-31 | 表面高硬度、高耐食性、高靭性マルテンサイト系ステンレス鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP20679297A JP3471576B2 (ja) | 1997-07-31 | 1997-07-31 | 表面高硬度、高耐食性、高靭性マルテンサイト系ステンレス鋼 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH1150203A true JPH1150203A (ja) | 1999-02-23 |
| JP3471576B2 JP3471576B2 (ja) | 2003-12-02 |
Family
ID=16529182
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP20679297A Expired - Lifetime JP3471576B2 (ja) | 1997-07-31 | 1997-07-31 | 表面高硬度、高耐食性、高靭性マルテンサイト系ステンレス鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3471576B2 (ja) |
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP1541702A1 (en) * | 2003-12-03 | 2005-06-15 | Posco | Corrosion-resistive martensitic stainless steel having no pin hole defect and manufacturing method thereof |
| WO2015072523A1 (ja) | 2013-11-13 | 2015-05-21 | 日本精工株式会社 | マルテンサイト系ステンレス鋼を用いた機構部品の製造方法および回転装置、転がり軸受、並びに転がり軸受ユニット |
| US9738963B2 (en) | 2013-03-21 | 2017-08-22 | Denso Corporation | Method for manufacturing ferritic stainless steel product |
| JP2020094275A (ja) * | 2018-12-04 | 2020-06-18 | 日立金属株式会社 | マルテンサイト系ステンレス鋼部品およびその製造方法 |
| DE102020131031A1 (de) | 2020-11-24 | 2022-05-25 | Otto-Von-Guericke-Universität Magdeburg | Martensitische Stahllegierung mit optimierter Härte und Korrosionsbeständigkeit |
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| EP4098765A4 (en) * | 2020-03-20 | 2024-04-24 | Posco | HIGHLY CORROSION RESISTANT MARTENSITIC STAINLESS STEEL AND MANUFACTURING PROCESS THEREOF |
-
1997
- 1997-07-31 JP JP20679297A patent/JP3471576B2/ja not_active Expired - Lifetime
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
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| EP3483291A1 (en) | 2013-11-13 | 2019-05-15 | NSK Ltd. | Manufacturing method of mechanical component using martensitic stainless steel |
| CN105745338A (zh) * | 2013-11-13 | 2016-07-06 | 日本精工株式会社 | 使用马氏体不锈钢的机构零件的制造方法和旋转装置、滚动轴承、以及滚动轴承单元 |
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| KR20160068834A (ko) | 2013-11-13 | 2016-06-15 | 닛본 세이고 가부시끼가이샤 | 마텐자이트계 스테인리스강을 사용한 기구 부품의 제조 방법 및 회전 장치, 구름 베어링, 그리고 구름 베어링 유닛 |
| WO2015072523A1 (ja) | 2013-11-13 | 2015-05-21 | 日本精工株式会社 | マルテンサイト系ステンレス鋼を用いた機構部品の製造方法および回転装置、転がり軸受、並びに転がり軸受ユニット |
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| US10851433B2 (en) | 2013-11-13 | 2020-12-01 | Nsk Ltd. | Manufacturing method of mechanical component using martensitic stainless steel, rotating device, rolling bearing and rolling bearing unit |
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| EP4098765A4 (en) * | 2020-03-20 | 2024-04-24 | Posco | HIGHLY CORROSION RESISTANT MARTENSITIC STAINLESS STEEL AND MANUFACTURING PROCESS THEREOF |
| DE102020131031A1 (de) | 2020-11-24 | 2022-05-25 | Otto-Von-Guericke-Universität Magdeburg | Martensitische Stahllegierung mit optimierter Härte und Korrosionsbeständigkeit |
| EP4303335A1 (en) * | 2022-07-08 | 2024-01-10 | Daido Steel Co., Ltd. | Martensitic stainless steel for nitrogen-enriching treatment and martensitic stainless steel member |
| JP2024008729A (ja) * | 2022-07-08 | 2024-01-19 | 大同特殊鋼株式会社 | 窒素富化処理用マルテンサイト系ステンレス鋼及びマルテンサイト系ステンレス鋼部材 |
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| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP3471576B2 (ja) | 2003-12-02 |
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