JP2020050916A - 冷間加工性に優れる高硬度・高耐食性用途のマルテンサイト系ステンレス鋼及びその製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】複雑形状の冷間加工、もしくは冷間鍛造用素材として、軟質化特性を著しく改善した高硬度・高耐食性用途のマルテンサイト系ステンレス鋼を安価に提供する。【解決手段】冷間加工性に優れる高硬度・高耐食性マルテンサイト系ステンレス鋼は、質量％で、Ｃ：０．１２〜０．７０％、Ｓｉ：０．１〜１．０％、Ｍｎ：０．１〜１．５％、Ｓ：０．０１％以下、Ｐ：０．０５％以下、Ｎｉ：１．５％以下、Ｃｒ：１０．５〜１６．０％、Ｍｏ：０．９〜３．０％、Ｎ：０．０１〜０．１４％、Ａｌ：０．００８％未満を含有し、Ｃ＋Ｎ／２：０．１４〜０．７０％であり、かつ、１．０μｍ以上の炭窒化物が１６００μｍ2中に１０個以上であり、Ｈｖ硬さが２００以下である。更に、好ましくは、Ｏ：０．００４〜０．０１％以下を含有し、１〜５μｍサイズの酸化物の平均Ｍｎ濃度が５〜３５質量％である。【選択図】なし
Description
本発明は、冷間加工用の部品に関して、軟化特性に優れて強冷間加工が可能な高硬度・高耐食部品用のマルテンサイト系ステンレス鋼及びその製造方法に関するものである。
近年、高硬度・高耐食マルテンサイト系ステンレス鋼のニーズが高く、自動車部品やねじ締結部品等の多くに使用されている（特許文献１〜４）。これら高硬度・高耐食マルテンサイト系ステンレス鋼部品、特に、大型の自動車部品等において、複雑形状に冷間鍛造等の冷間加工によって成型される。このため、冷間加工前に軟化焼鈍を行い、軟化焼鈍後のステンレス鋼において、Ｈｖ硬さで２００以下、好ましくはＨｖ硬さで１８０以下の軟化状態であることが望まれる。冷間加工後に焼き入れを行い、高硬度・高耐食マルテンサイト系ステンレス鋼となる。
しかしながら、高硬度・高耐食マルテンサイト系ステンレス鋼には、Ｃ，Ｎ，Ｍｏ，Ｎｉ等合金元素が多く添加されているため、軟化焼鈍で十分に軟質化して優れた冷間加工性（冷間鍛造性）を確保することが難しい。例えば、特許文献５には冷間鍛造性を向上させるための成分設計と軟化焼鈍技術が提案されているが、本発明に求められる水準まで軟質化できていない。
このように従来の技術では、高硬度・高耐食用途のマルテンサイト系ステンレス鋼を軟化焼鈍で十分に軟質化させて複雑形状へ冷間加工（冷間鍛造）することができない。
本発明の解決すべき課題は、複雑形状の冷間加工、もしくは冷間鍛造部品用素材として、軟質化特性を著しく改善した高硬度・高耐食性用途のマルテンサイト系ステンレス鋼及びその製造方法を安価に提供することである。なお、本発明が対象とする、軟化焼鈍後のステンレス鋼においては、鋼組織はフェライトと炭窒化物からなり、マルテンサイト組織ではない。一方、本発明のステンレス鋼を冷間加工した後に焼き入れを行い、最終製品はマルテンサイト組織を有していることから、本発明のステンレス鋼をマルテンサイト系ステンレス鋼と呼ぶこととする。
本発明者等は、上記課題を解決するために種々検討した結果、成分調整された高耐食高硬度用途のマルテンサイト系ステンレス鋼において、高温の軟化焼鈍により微細な炭窒化物の分散状態を制御することで、Ｈｖ硬さで２００以下まで軟質化して冷間加工性が著しく向上する知見を得た。また、転位や結晶粒界をピン止めしないような微細な脱酸生成物の組成をＭｎ含有系に制御するとより好ましい。
本発明は、上記知見に基づいてなされたものであり、その要旨とするところは以下の通りである。
（１）質量％で、
Ｃ：０．１２〜０．７０％、
Ｓｉ：０．１〜１．０％、
Ｍｎ：０．１〜１．５％、
Ｓ：０．０１％以下、
Ｐ：０．０５％以下、
Ｎｉ：１．５％以下、
Ｃｒ：１０．５〜１６．０％、
Ｍｏ：０．９〜３．０％、
Ｎ：０．１４％以下、
Ａｌ：０．００８％未満を含有し、
残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる化学成分を有し、
Ｃ＋Ｎ／２：０．１４％〜０．７０％であり、
かつ、１．０μｍ以上の炭窒化物が１６００μｍ2中に１０個以上であり、Ｈｖ硬さが２００以下であることを特徴とするマルテンサイト系ステンレス鋼。
（２）更に質量％で
Ｏ：０．００４〜０．０１％を含有し、
１〜５μｍサイズの酸化物の平均Ｍｎ濃度が５〜３５質量％であることを特徴とする前記（１）に記載のマルテンサイト系ステンレス鋼。
（３）更に質量％で、
Ｃｕ：１．５％以下、
Ｗ：１．５％以下、
Ｃｏ：１．５％以下、
Ｂ：０．０１％以下、
Ｓｎ：０．３％以下、
Ｓｂ：０．３％以下の内、１種類以上を含有することを特徴とする前記（１）または（２）に記載のマルテンサイト系ステンレス鋼。
（４）更に質量％で、
Ｎｂ：０．１％以下、
Ｔｉ：０．１％以下、
Ｖ：０．２％以下、
Ｔａ：０．２％以下の内、１種類以上を含有することを特徴とする前記（１）〜（３）のいずれか１つに記載のマルテンサイト系ステンレス鋼。
（５）更に質量％で、
Ｍｇ：０．０１％以下、
Ｃａ：０．０１％以下、
Ｈｆ：０．０１％以下、
ＲＥＭ：０．０１％以下の内、１種類以上を含有することを特徴とする前記（１）〜（４）のいずれか１つに記載のマルテンサイト系ステンレス鋼。
（１）質量％で、
Ｃ：０．１２〜０．７０％、
Ｓｉ：０．１〜１．０％、
Ｍｎ：０．１〜１．５％、
Ｓ：０．０１％以下、
Ｐ：０．０５％以下、
Ｎｉ：１．５％以下、
Ｃｒ：１０．５〜１６．０％、
Ｍｏ：０．９〜３．０％、
Ｎ：０．１４％以下、
Ａｌ：０．００８％未満を含有し、
残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる化学成分を有し、
Ｃ＋Ｎ／２：０．１４％〜０．７０％であり、
かつ、１．０μｍ以上の炭窒化物が１６００μｍ2中に１０個以上であり、Ｈｖ硬さが２００以下であることを特徴とするマルテンサイト系ステンレス鋼。
（２）更に質量％で
Ｏ：０．００４〜０．０１％を含有し、
１〜５μｍサイズの酸化物の平均Ｍｎ濃度が５〜３５質量％であることを特徴とする前記（１）に記載のマルテンサイト系ステンレス鋼。
（３）更に質量％で、
Ｃｕ：１．５％以下、
Ｗ：１．５％以下、
Ｃｏ：１．５％以下、
Ｂ：０．０１％以下、
Ｓｎ：０．３％以下、
Ｓｂ：０．３％以下の内、１種類以上を含有することを特徴とする前記（１）または（２）に記載のマルテンサイト系ステンレス鋼。
（４）更に質量％で、
Ｎｂ：０．１％以下、
Ｔｉ：０．１％以下、
Ｖ：０．２％以下、
Ｔａ：０．２％以下の内、１種類以上を含有することを特徴とする前記（１）〜（３）のいずれか１つに記載のマルテンサイト系ステンレス鋼。
（５）更に質量％で、
Ｍｇ：０．０１％以下、
Ｃａ：０．０１％以下、
Ｈｆ：０．０１％以下、
ＲＥＭ：０．０１％以下の内、１種類以上を含有することを特徴とする前記（１）〜（４）のいずれか１つに記載のマルテンサイト系ステンレス鋼。
（６）軟化焼鈍処理として、
８７０℃よりも高く、Ｃ濃度と下記（ａ）式で表される炭化物の固溶温度：Ｔよりも２０〜１２０℃低い温度範囲で１〜４８ｈの熱処理を施し、引き続き平均６０℃／ｈ以下の冷却速度でＴよりも２５０℃低い温度まで除冷することを特徴とする前記（１）〜（５）のいずれか１つに記載のマルテンサイト系ステンレス鋼の製造方法。
ｌｏｇ（Ｃ） ＝ −６１００／（Ｔ＋２７３） ＋ ４ ・・・・・（ａ）
（ａ）式で「Ｃ」はＣ濃度（質量％）、「Ｔ」は炭化物の固溶温度（℃）を意味する。
８７０℃よりも高く、Ｃ濃度と下記（ａ）式で表される炭化物の固溶温度：Ｔよりも２０〜１２０℃低い温度範囲で１〜４８ｈの熱処理を施し、引き続き平均６０℃／ｈ以下の冷却速度でＴよりも２５０℃低い温度まで除冷することを特徴とする前記（１）〜（５）のいずれか１つに記載のマルテンサイト系ステンレス鋼の製造方法。
ｌｏｇ（Ｃ） ＝ −６１００／（Ｔ＋２７３） ＋ ４ ・・・・・（ａ）
（ａ）式で「Ｃ」はＣ濃度（質量％）、「Ｔ」は炭化物の固溶温度（℃）を意味する。
本発明によれば、複雑部品形状に強冷間鍛造（冷間加工）もしくはニアネット成形が可能となり、自動車用等の冷間鍛造（冷間加工）による部品コストの大幅な低減効果を発揮できる高硬度・高耐食性用途のマルテンサイト系ステンレス鋼を提供できる。
以下に本発明の各要件について説明する。なお、以下の説明における（％）は特に断りがない限り、質量（％）である。
本発明が対象とする、冷間加工性に優れる高硬度・高耐食性用途のマルテンサイト系ステンレス鋼は、鋼を軟化焼鈍することで軟質化したステンレス鋼であり、鋼組織はフェライトと炭窒化物からなる。軟質化した本発明のステンレス鋼を素材として冷間加工を行い、その後に焼き入れ処理を行って高硬度化し、最終製品とする。なお、後述の本発明の成分組成を含有することにより、焼き入れ処理により大半がマルテンサイト組織となり、マルテンサイト系ステンレス鋼とすることができる。具体的には、１０００〜１２００℃からの焼き入れ処理で組織の約８割以上がマルテンサイト組織になる鋼である。
本発明の軟質による冷間加工性向上の効果は、製品の焼入れ処理後の硬さで５００Ｈｖ以上になる高硬度・高耐食用途のマルテンサイト系ステンレス鋼で著しく発揮される。最高焼入れで５００Ｈｖ未満の鋼については従来の技術で冷間加工性を十分に確保でき本発明の効果が不明瞭になる。そのため、焼入れ硬さを支配するＣ，Ｎ，Ｃ＋Ｎ／２の含有量を限定し、本発明の効果が明瞭な範囲を規定する。
Ｃを０．１２％以上、Ｃ＋Ｎ／２を０．１４％以上に限定する。しかしながら、Ｃを０．７０％超、Ｃ＋Ｎ／２を０．７０％超含有させると粗大な炭化物や微細な窒化物により冷間加工性が劣化するため、上限を該値に規定する。Ｃの好ましい範囲は０．１４〜０．４０％、Ｃ＋１／Ｎの好ましい範囲は０．１８〜０．４５％である。
Ｎは上述した焼入れ硬さに加えて製品の耐食性の確保のために含有させることができる。しかしながら、Ｎを０．１４％超含有させると粗大な炭窒化物が生成し、冷間加工性が劣化するため上限を０．１４％にする。好ましい範囲は０．０２〜０．１１％である。更に好ましくは、０．０４〜０．１０％である。Ｎは含有しなくてもよい。
Ｓｉは、脱酸に必要な元素であるため０．１％以上添加する。しかしながら、軟化焼鈍時のフェライト組織の固溶強化により冷間加工性を劣化させる元素であるため、含有量を１．０％以下に限定する。好ましくは、０．１５〜０．７％である。
Ｍｎは、脱酸に必要な元素であるため０．１％以上添加する。しかしながら、軟化焼鈍後の強度を上昇させて冷間加工性を劣化させるため、含有量を１．５％以下に限定する。
Ｓは、硫化物を形成して冷間加工性を劣化させるため、含有量を０．０１％以下に限定する。
Ｐは、粒界偏析して冷間加工性を劣化させるため、含有量を０．０５％以下に限定する。
Ｎｉは、マルテンサイト系ステンレス鋼の製品の靭性、耐食性を向上させる元素であるため、含有させてもよい。しかしながら、１．５％を超えて含有させると軟化焼鈍後の強度がＨｖ硬さで２００以下に軟質化せずに冷間加工性が劣化する。そのため、１．５％以下に限定する。好ましくは、１．３％以下である。Ｎｉは含有しなくてもよい。
Ｃｒは、ステンレス鋼の高耐食性の機能を得るための基本元素であり、１０．５％以上を含有させる。しかしながら、１６．０％を超えて含有させると本発明の特徴である高硬度の製品硬さを得ることができず、また、従来の技術で冷間加工性を確保できる。そのため、１６．０％以下に限定する。好ましいＣｒの範囲は、１１．０〜１５．０％である。
Ｍｏは、高耐食性マルテンサイト系ステンレス鋼を得るため含有させる。なお、軟化焼鈍時に炭窒化物の粗大化を阻害して、素材を軟化し難くする元素であり、本発明の軟質・高冷間加工性の効果が明瞭になる０．９％以上に限定する。０．９％未満では公知の軟化焼鈍方法で冷間加工性が確保でき、本発明の有効性が明瞭でなくなる。一方、３．０％を超えて過度に含有させると、後述の炭窒化物の成長を抑制するため、本発明の手法でも軟化し難くなり、冷間加工性が劣化する。そのため、３．０％以下に限定する。好ましい範囲は、１．０〜２．５％である。
Ａｌは、Ｍｎ，Ｓｉ脱酸を主体として脱酸生成物を制御するため、Ａｌの含有量は、０．００８％未満に限定するのが好ましい。更に、好ましくは、０．００４％以下である。Ａｌは含有しなくてもよい。
本発明のマルテンサイト系ステンレス鋼（軟化焼鈍後）の炭窒化物の分布は、マルテンサイト系ステンレス鋼の軟化焼鈍時の軟化挙動（軟化焼鈍後の軟化挙動）に影響を与え、軟化焼鈍後の鋼中で炭窒化物が微細分散していると、（軟化焼鈍後の）冷間加工において、転位や結晶粒界の動きをピンニングして冷間加工し難い。炭窒化物サイズは大きい方がよく、１６００μｍ2中に１．０μｍ以上の炭窒化物個数が１０個以上であれば、１．０μｍ未満の微細な炭窒化物が減少するため、２００Ｈｖ以下の軟質化特性が得られる。好ましくは、１６００μｍ2中に２．０μｍサイズ以上の炭窒化物が１０個以上である。ここで炭窒化物サイズとは、炭窒化物の（長径＋短径）／２を示す。
公知技術よりも軟質化して複雑形状へ冷間加工して効果が著しく発揮されるためには、本発明のステンレス鋼（軟化焼鈍後）のＨｖ硬さで２００以下に限定する。更に、Ｈｖ硬さで１８０以下になると、複雑形状の大型部品への冷間鍛造も可能となり、飛躍的に工業的・経済的な効果が大きくなるため、好ましくは、Ｈｖ硬さで１８０以下である。
次に請求項２記載の本発明の各要件について説明する。
脱酸生成物は熱間圧延時に分解・微細化するため軟化焼鈍時の素材の軟質化を抑制する。そのため、脱酸元素のＭｎ量とＯ量，Ａｌ量規制や凝固条件等で脱酸生成物の組成を制御すると共に、脱酸生成物が転位や結晶粒界をピン止めせず、冷間加工割れを誘発しないサイズに制御することが軟質化を更に促進することができるので好ましい。以下にその要件について述べる。
脱酸生成物は熱間圧延時に分解・微細化するため軟化焼鈍時の素材の軟質化を抑制する。そのため、脱酸元素のＭｎ量とＯ量，Ａｌ量規制や凝固条件等で脱酸生成物の組成を制御すると共に、脱酸生成物が転位や結晶粒界をピン止めせず、冷間加工割れを誘発しないサイズに制御することが軟質化を更に促進することができるので好ましい。以下にその要件について述べる。
Ｏは、Ｍｎ，Ｓｉ脱酸鋼での微細な脱酸生成物（酸化物）の組成やサイズに大きく影響を与える。凝固時の脱酸生成物の平均直径を５μｍ以下の微細にして冷間加工割れに対して実質的に無害化し、且つ、脱酸生成物を熱的に安定化して熱間圧延時の１μｍ未満サイズへの分解・微細化を抑制することが重要になる。そのため、鋼中のＯを０．０１４％以下程度に制限すると、粗大酸化物生成を抑えられるので好ましい。ＯはＴ．Ｏを意味する。さらに鋼中のＯを０．００４〜０．０１％にすることがより好ましい。これにより脱酸生成物（酸化物）中の平均Ｍｎ濃度が５〜３５質量％になり、脱酸生成物が熱的に安定化して分解・微細化が抑制される。
鋼中のＯが０．０１％を超えると、脱酸生成物中の平均Ｍｎ濃度が３５％を超え、平均直径が５μｍを超える粗大な酸化物が生成するために冷間加工時に割れ等が発生し、冷間加工性が劣化する懸念がある。即ち、鋼中のＯ量を０．０１％以下とすることにより、凝固時の脱酸生成物の平均直径を５μｍ以下に微細化することができる。
一方、鋼中のＯ量が０．００４％未満の場合、微細な脱酸生成物（酸化物）中の平均Ｍｎ濃度が５％未満となり、微細な脱酸生成物が熱力学的に不安定となって熱間圧延時に１μｍ未満のサイズに分解・微細化が進んで、軟化焼鈍時に転位や結晶粒界の動きをピンニングして金属組織が微細構造のままになって軟化を阻害する懸念がある。好ましくは、０．００５〜０．００８％である。
鋼中のＯが０．０１％を超えると、脱酸生成物中の平均Ｍｎ濃度が３５％を超え、平均直径が５μｍを超える粗大な酸化物が生成するために冷間加工時に割れ等が発生し、冷間加工性が劣化する懸念がある。即ち、鋼中のＯ量を０．０１％以下とすることにより、凝固時の脱酸生成物の平均直径を５μｍ以下に微細化することができる。
一方、鋼中のＯ量が０．００４％未満の場合、微細な脱酸生成物（酸化物）中の平均Ｍｎ濃度が５％未満となり、微細な脱酸生成物が熱力学的に不安定となって熱間圧延時に１μｍ未満のサイズに分解・微細化が進んで、軟化焼鈍時に転位や結晶粒界の動きをピンニングして金属組織が微細構造のままになって軟化を阻害する懸念がある。好ましくは、０．００５〜０．００８％である。
鋼中の微細な脱酸生成物は凝固時に生成し、熱力学的に不安定な場合、熱間圧延等の熱間加工で分解・微細化が進み、軟化焼鈍時に転位や結晶粒界の動きをピンニングして軟化を阻害する。マルテンサイト系ステンレス鋼の場合、鋳片の１５００〜１３００℃の間の平均冷却速度が１〜５００℃／ｓの範囲で、凝固時に生じる２次脱酸生成物の平均サイズが約５μｍ以下となって分解・微細化で軟質化に影響を及ぼす。平均冷却速度が１℃／ｓよりも遅くなると脱酸生成物が５μｍを超えて粗大化し、本発明の軟質化効果が不明瞭になるばかりか、冷間加工性も劣化する。一方、５００℃／ｓよりも平均冷却速度が大きいと脱酸生成物が１μｍ未満に微細化するため熱的に安定化させても素材の軟質化を促進し難くなる。そのため、本発明で規定する微細な酸化物のサイズを１〜５００℃／ｓの平均冷却速度で凝固させた時に生成するサイズである、１〜５μｍに限定すると好ましい。
ここで、酸化物の平均Ｍｎ濃度は、１〜５μｍサイズの酸化物について評価する。酸化物のサイズ分布のピークが約１〜５μｍとなり、該サイズが酸化物（脱酸生成物）の代表的な組成を示すためである。１μｍ未満では分析精度のため規定し難く、５μｍ超ではスラグ系酸化物等のイレギュラーな酸化物になる可能性があるため除外した。また、酸化物中の平均組成とは、非金属介在物中のＳ元素を除いてＯを含めて質量％で換算して求めた値である。軟化焼鈍時に転位や結晶粒界の動きをピンニングし難いＭｎ含有の熱力学的に安定（熱間圧延時に分解して微細化しない）な脱酸生成物を生成させることが軟化焼鈍時の軟質化の促進に有効である。
次に請求項３記載の本発明の各要件について説明する。
Ｃｕは、製品の耐食性を向上させるため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、１．５％を超えて含有させても、その効果は飽和し、冷間加工性を劣化させるため、含有量は１．５％以下とする。好ましくは、０．３５％以下である。
Ｃｕは、製品の耐食性を向上させるため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、１．５％を超えて含有させても、その効果は飽和し、冷間加工性を劣化させるため、含有量は１．５％以下とする。好ましくは、０．３５％以下である。
Ｃｏ，Ｗは、製品の靭性や耐食性を向上させるため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、１．５％を超えて含有させても、その効果は飽和し、冷間加工性を劣化させるため、含有量は１．５％以下とする。好ましくは、１．０％以下である。
Ｂは、製品の靭性を向上させるため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、０．０１％を超えて含有させても、その効果は飽和するし、逆に粗大なボライドを生成して冷間加工性を劣化させるため、含有量は０．０１％以下とする。好ましくは、０．００６％以下である。
Ｓｎ，Ｓｂは、製品の耐食性を向上させるため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、０．３％を超えて含有させても、その効果は飽和するし、熱間製造性を著しく劣化させるため、含有量は０．３％以下とする。好ましくは、０．１％以下である。
次に請求項４記載の本発明の各要件について説明する。
Ｎｂ，Ｔｉは、製品の靭性や耐食性を向上させるため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、０．１％を超えて含有させても、その効果は飽和するし、逆に粗大な炭窒化物を生成して冷間加工性が劣化させるため、含有量は０．１％以下とする。好ましくは、０．０６％以下である。
Ｎｂ，Ｔｉは、製品の靭性や耐食性を向上させるため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、０．１％を超えて含有させても、その効果は飽和するし、逆に粗大な炭窒化物を生成して冷間加工性が劣化させるため、含有量は０．１％以下とする。好ましくは、０．０６％以下である。
Ｖ，Ｔａは、製品の靭性や耐食性を向上させるため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、０．２％を超えて含有させても、その効果は飽和するし、逆に粗大な炭窒化物を生成して冷間加工性が劣化させるため、含有量は０．２％以下とする。好ましくは、０．１％以下である。
次に請求項５記載の本発明の各要件について説明する。
Ｍｇ，Ｃａ，Ｈｆ、ＲＥＭは、脱酸生成物の熱力学的な安定度を増加して軟化焼鈍時の軟質化に効果があるため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、０．０１％を超えて添加しても、その効果は飽和するし、逆に粗大な酸化物を生成して冷間加工性を劣化させるため、含有量を０．０１％以下とする。好ましくは、０．００５％以下である。
Ｍｇ，Ｃａ，Ｈｆ、ＲＥＭは、脱酸生成物の熱力学的な安定度を増加して軟化焼鈍時の軟質化に効果があるため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、０．０１％を超えて添加しても、その効果は飽和するし、逆に粗大な酸化物を生成して冷間加工性を劣化させるため、含有量を０．０１％以下とする。好ましくは、０．００５％以下である。
ＲＥＭ（希土類元素）は、一般的な定義に従い、スカンジウム（Ｓｃ）、イットリウム（Ｙ）の２元素と、ランタン（Ｌａ）からルテチウム（Ｌｕ）までの１５元素（ランタノイド）の総称を指す。単独で含有させてもよいし、混合物であってもよい。
本発明のステンレス鋼は、上述してきた元素以外は、Ｆｅおよび不可避的不純物からなる化学成分から構成される。
代表的な不可避的不純物としては、前述のＰ、Ｓに加え、Ｚｎ，Ｂｉ，Ｐｂ，Ｇｅ，Ｓｅ，Ａｇ，Ｓｅ，Ｔｅ等が挙げられ、通常、鉄鋼の製造プロセスで不可避的不純物として、０．１％程度の範囲で混入する。
また、任意添加元素について、代表的なものを上記（３）〜（５）で規定しているが、本明細書中に記載されていない元素であっても、本発明の効果を損なわない範囲で含有させることができる。
代表的な不可避的不純物としては、前述のＰ、Ｓに加え、Ｚｎ，Ｂｉ，Ｐｂ，Ｇｅ，Ｓｅ，Ａｇ，Ｓｅ，Ｔｅ等が挙げられ、通常、鉄鋼の製造プロセスで不可避的不純物として、０．１％程度の範囲で混入する。
また、任意添加元素について、代表的なものを上記（３）〜（５）で規定しているが、本明細書中に記載されていない元素であっても、本発明の効果を損なわない範囲で含有させることができる。
次に請求項６記載の本発明の各要件について説明する。
前記に記載の炭窒化物のサイズ・分散状態にして軟質化したステンレス鋼とするためには、軟化焼鈍処理として、８７０℃以上の高温で、かつ、下記（ａ）式で計算される炭化物の固溶温度：Ｔよりも２０〜１２０℃低い温度範囲で１〜４８ｈの保定熱処理を施し、引き続き平均６０℃／ｈ以下の冷却速度で徐冷することが好ましい。保定熱処理時間が１ｈよりも短いと炭窒化物サイズが微細となり、軟質化が期待できず、逆に４８ｈよりも長いと効果は飽和するし、工業的に経済合理性を失う。そのため、保定熱処理時間を１〜４８ｈに限定する。好ましい範囲は、２〜１０ｈである。なお、（ａ）式でＣ量による炭化物の固溶温度を計算できる。
ｌｏｇ（Ｃ） ＝ −６１００／（Ｔ＋２７３） ＋ ４ ・・・・・（ａ）
（ａ）式で「Ｃ」はＣ濃度（質量％）、「Ｔ」は炭化物の固溶温度（℃）を意味する。
前記に記載の炭窒化物のサイズ・分散状態にして軟質化したステンレス鋼とするためには、軟化焼鈍処理として、８７０℃以上の高温で、かつ、下記（ａ）式で計算される炭化物の固溶温度：Ｔよりも２０〜１２０℃低い温度範囲で１〜４８ｈの保定熱処理を施し、引き続き平均６０℃／ｈ以下の冷却速度で徐冷することが好ましい。保定熱処理時間が１ｈよりも短いと炭窒化物サイズが微細となり、軟質化が期待できず、逆に４８ｈよりも長いと効果は飽和するし、工業的に経済合理性を失う。そのため、保定熱処理時間を１〜４８ｈに限定する。好ましい範囲は、２〜１０ｈである。なお、（ａ）式でＣ量による炭化物の固溶温度を計算できる。
ｌｏｇ（Ｃ） ＝ −６１００／（Ｔ＋２７３） ＋ ４ ・・・・・（ａ）
（ａ）式で「Ｃ」はＣ濃度（質量％）、「Ｔ」は炭化物の固溶温度（℃）を意味する。
保定熱処理温度が８７０℃もしくは（Ｔ−１２０）℃よりも低温になると炭窒化物サイズが微細になり、軟質化が期待できず、逆に（Ｔ−２０）℃よりも高温で保定熱処理を実施するとフィルム状の粒界炭化物となり、冷間加工性が劣化する。なお、保定熱処理温度の好ましい範囲は、９００℃以上で、かつ、Ｔよりも３０〜１００℃低い温度である。
保定熱処理温度からの徐冷の冷却速度について、平均６０℃／ｈ超の冷却速度で徐冷すると、炭窒化物が微細となり、軟質化が期待できない。
徐冷終了温度について、（Ｔ−２５０）℃まで徐冷しなかった場合、炭窒化物の微細化や硬質なマルテンサイト組織の生成により軟質化が期待できない。そのため、（Ｔ−２５０）℃よりも低い温度まで徐冷することが好ましい。なお、（Ｔ−２５０）℃よりも低い温度では特に冷却速度は規定しなくともよい。
上記の本発明の軟化焼鈍方法で炭化物サイズ、分散状態が決まるため、本発明の焼鈍方法の後に従来の焼鈍方法を適用しても効果は継続されるので、従来の焼鈍方法と組み合わせてもよい。
以上説明した本発明によれば、軟質化特性を有して複雑形状に強冷間加工できる、高硬度・高耐食性用途のマルテンサイト系ステンレス鋼を安価に提供できる。
《実施例１》
１５０ｋｇの真空溶解炉にて表１、表２に示す化学組成の鋼を溶解し、直径２００ｍｍの鋳型に鋳造した。その後、１２００℃加熱後に熱間鍛造して直径７０ｍｍまで加工した。次に、８００℃で１時間焼鈍し、直径６６ｍｍにピーリングした後、熱間圧延を想定して１１５０℃の熱間押し出しにより直径１４ｍｍの棒鋼に熱間加工、常温まで空冷した。その後、軟化焼鈍として、表１、表２に示す各温度で５ｈの保定熱処理を施し、２０℃／ｈで６５０℃まで徐冷して製品のステンレス鋼とした。そして、軟質化状況、冷間加工性および炭窒化物や微細酸化物の状態に及ぼす成分の影響について調査した。表３、表４に調査結果について示す。
１５０ｋｇの真空溶解炉にて表１、表２に示す化学組成の鋼を溶解し、直径２００ｍｍの鋳型に鋳造した。その後、１２００℃加熱後に熱間鍛造して直径７０ｍｍまで加工した。次に、８００℃で１時間焼鈍し、直径６６ｍｍにピーリングした後、熱間圧延を想定して１１５０℃の熱間押し出しにより直径１４ｍｍの棒鋼に熱間加工、常温まで空冷した。その後、軟化焼鈍として、表１、表２に示す各温度で５ｈの保定熱処理を施し、２０℃／ｈで６５０℃まで徐冷して製品のステンレス鋼とした。そして、軟質化状況、冷間加工性および炭窒化物や微細酸化物の状態に及ぼす成分の影響について調査した。表３、表４に調査結果について示す。
軟質化状況について、前記棒鋼を長手方向中心断面に埋め込み研磨し、荷重１ｋｇで断面の中心部のＨｖ硬さを評価した。
冷間加工性は、得られた棒鋼からφ８ｍｍ，高さ１２ｍｍの圧縮試験片を作成し、高さ方向に１０／ｓの歪み速度で端面圧縮加工を施し、割れなく冷間圧縮加工が可能か否かで判断した。７５％の加工率で冷間圧縮加工が可能であれば○、割れが発生した場合を×、８０％の加工率で冷間圧縮加工が可能であれば◎で評価した。なお、加工率とは、（１２−Ｈ）／１２×１００（％）であり、Ｈは冷間圧縮加工後の試験片の厚さ（ｍｍ）である。
炭窒化物の分散状態は、埋め込み研磨面を王水にてエッチングし、ＳＥＭ・ＥＤＳにて評価した。１６００μｍ2中に直径１μｍサイズ以上の炭窒化物が１０個以上ある場合を○、１６００μｍ2中に２．０μｍサイズ以上の炭窒化物が１０個以上ある場合を◎で評価した。なお、サイズの直径とは（長径＋短径）／２で計算される。炭窒化物とはＥＤＳ分析にてＣｒ、Ｆｅ、Ｃ、Ｎを主体とする析出物である。
微細酸化物の組成評価について、炭窒化物の影響を除くため１１５０℃から空冷の焼入れ処理した材料について、表層を＃５００研磨した鋼材を非水溶液中（３％のマレイン酸＋１％のテトラメチルアンモニウムクロイド＋残部メタノール）で電解（１００ｍＶ定電圧）して、マトリックスを溶解し、フィルターでろ過して、酸化物を抽出した。その後、フィルター上に残った酸化物について、ＳＥＭ・ＥＤＳにて、１〜５μｍサイズの酸化物を２０個選定して組成分析を実施した。なお、熱押し加工材についても同様に酸化物の組成分析を実施し、本焼入れ処理で酸化物の状態が変化していないことを確認している。直径のサイズとは（長径＋短径）／２で計算される。酸化物とはＥＤＳ分析にてＯとＡｌ，Ｍｎ，Ｓｉ，Ｆｅ，Ｃｒ，Ｔｉ等の組成が主体の非金属介在物を示し、Ｓを除いたものを１００％換算で各元素の質量％を算出した。
本発明のマルテンサイト系ステンレス鋼は、高硬度・高耐食性用途であり、冷間加工後に焼き入れ処理を施して最終製品とした段階で、高硬度・高耐食性を具備していることが要求される。
高硬度特性については、冷間加工後にＴ＋５０℃の温度から空冷の焼き入れを行い、Ｈｖ硬さ評価を行った。Ｈｖ５００以上であれば本発明の要件を具備している。実施例において、焼き入れ後にＨｖ５００未満の場合に表４の備考欄に「焼き入れ硬さ不足」と記載した。
耐食性特性については、冷間加工後にＴ＋５０℃の温度から空冷の焼き入れを行い、表面を＃５００研磨後にＪＩＳの中性塩水噴霧試験で２４ｈの塩水噴霧で耐食性評価を行い、赤錆が発生しなければ良好な耐食性を具備している。実施例において、赤錆びが発生した場合（端部除く）に表４の備考欄に「耐食性不足」と記載した。
高硬度特性については、冷間加工後にＴ＋５０℃の温度から空冷の焼き入れを行い、Ｈｖ硬さ評価を行った。Ｈｖ５００以上であれば本発明の要件を具備している。実施例において、焼き入れ後にＨｖ５００未満の場合に表４の備考欄に「焼き入れ硬さ不足」と記載した。
耐食性特性については、冷間加工後にＴ＋５０℃の温度から空冷の焼き入れを行い、表面を＃５００研磨後にＪＩＳの中性塩水噴霧試験で２４ｈの塩水噴霧で耐食性評価を行い、赤錆が発生しなければ良好な耐食性を具備している。実施例において、赤錆びが発生した場合（端部除く）に表４の備考欄に「耐食性不足」と記載した。
表３、表４の実施例１〜４２が本発明例である。製品の硬さについて、本発明鋼ではＨｖ硬さで２００以下が得られており、また、大半で好ましいＨｖ硬さ１８０以下が得られた。また、冷間加工性について、本発明鋼では全て○または◎であり、優れた冷間加工性を示していた。炭窒化物の分散状態は、本発明鋼では全て○または◎であり、優れた冷間加工性に資する炭窒化物の分散状態を示していた。さらに、実施例３〜３６の本発明鋼の１〜５μｍサイズの酸化物の平均Ｍｎ濃度は５〜３５質量％であり、軟質化に資する微細な酸化物状態を示していた。
一方、比較鋼である実施例４３〜５５では、鋼の成分組成が本発明の規定範囲を満たしておらず、所要の特性を満足していないことがわかる。
《実施例２》
次に、軟化焼鈍材の製造方法の影響を調査した。前述で製造した本発明鋼Ｃの熱間押し出し材のφ１４ｍｍ棒鋼について、表５に示す種々の条件で軟化焼鈍を施し、軟質化、冷間加工性および炭窒化物の状態に及ぼす製造方法の影響について調査した。なお、軟化焼鈍時には微細酸化物の状態は変化しないため本項では調査は実施していない。表５に軟化焼鈍材の製造方法と調査結果を示す。
次に、軟化焼鈍材の製造方法の影響を調査した。前述で製造した本発明鋼Ｃの熱間押し出し材のφ１４ｍｍ棒鋼について、表５に示す種々の条件で軟化焼鈍を施し、軟質化、冷間加工性および炭窒化物の状態に及ぼす製造方法の影響について調査した。なお、軟化焼鈍時には微細酸化物の状態は変化しないため本項では調査は実施していない。表５に軟化焼鈍材の製造方法と調査結果を示す。
本発明例ではいずれも優れた冷間加工性に資する炭窒化物の分散状態を示し、冷間鍛造性に優れていた。実施例６６では、表５の備考に「軟化焼鈍追加」と記載したように、本発明の軟化焼鈍後に、従来の８５０℃−２ｈ保定後、３０℃／ｈで７００℃まで徐冷して脱炉の軟化焼鈍を付与しているが、本発明の効果が引き継がれている。
一方、比較例である実施例６７〜７１では、軟化焼鈍条件が本発明の規定範囲を満たしておらず、本発明の炭窒化物の分散状態や優れた冷間鍛造性を満足していないことがわかる。
以上の各実施例から明らかなように、本発明におり、冷間鍛造性などの冷間加工性に優れる高硬度・高耐食用途のマルテンサイト系ステンレス鋼を安定的に提供することができ、冷間鍛造で大量生産することで部品の製造コストを大幅に低減でき、産業上極めて有用である。
Claims (6)
- 質量％で、
Ｃ：０．１２〜０．７０％、
Ｓｉ：０．１〜１．０％、
Ｍｎ：０．１〜１．５％、
Ｓ：０．０１％以下、
Ｐ：０．０５％以下、
Ｎｉ：１．５％以下、
Ｃｒ：１０．５〜１６．０％、
Ｍｏ：０．９〜３．０％、
Ｎ：０．１４％以下、
Ａｌ：０．００８％未満を含有し、
残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる化学成分を有し、
Ｃ＋Ｎ／２：０．１４％〜０．７０％であり、
かつ、１．０μｍ以上の炭窒化物が１６００μｍ2中に１０個以上であり、Ｈｖ硬さが２００以下であることを特徴とするマルテンサイト系ステンレス鋼。 - 更に質量％で、
Ｏ：０．００４〜０．０１％を含有し、
１〜５μｍサイズの酸化物の平均Ｍｎ濃度が５〜３５質量％であることを特徴とする請求項１に記載のマルテンサイト系ステンレス鋼。 - 更に質量％で、
Ｃｕ：１．５％以下、
Ｗ：１．５％以下、
Ｃｏ：１．５％以下、
Ｂ：０．０１％以下、
Ｓｎ：０．３％以下、
Ｓｂ：０．３％以下の内、１種類以上を含有することを特徴とする請求項１または請求項２に記載のマルテンサイト系ステンレス鋼。 - 更に質量％で、
Ｎｂ：０．１％以下、
Ｔｉ：０．１％以下、
Ｖ：０．２％以下、
Ｔａ：０．２％以下の内、１種類以上を含有することを特徴とする請求項１〜請求項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。 - 更に質量％で、
Ｍｇ：０．０１％以下、
Ｃａ：０．０１％以下、
Ｈｆ：０．０１％以下、
ＲＥＭ：０．０１％以下の内、１種類以上を含有することを特徴とする請求項１〜請求項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。 - 軟化焼鈍処理として、
８７０℃よりも高く、Ｃ濃度と下記（ａ）式で表される炭化物の固溶温度：Ｔよりも２０〜１２０℃低い温度範囲で１〜４８ｈの熱処理を施し、引き続き平均６０℃／ｈ以下の冷却速度でＴよりも２５０℃低い温度まで除冷することを特徴とする請求項１〜請求項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の製造方法。
ｌｏｇ（Ｃ） ＝ −６１００／（Ｔ＋２７３） ＋ ４ ・・・・・（ａ）
（ａ）式で「Ｃ」はＣ濃度（質量％）、「Ｔ」は炭化物の固溶温度（℃）を意味する。
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Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN111593259A (zh) * | 2020-05-20 | 2020-08-28 | 樟树市兴隆高新材料有限公司 | 一种气门钢及其制备方法 |
| JP2021116454A (ja) * | 2020-01-27 | 2021-08-10 | 日鉄ステンレス株式会社 | 冷間加工性に優れる高硬度・高耐食性用途のマルテンサイト系ステンレス鋼及びその製造方法 |
| JP2021195615A (ja) * | 2020-06-18 | 2021-12-27 | Ｊｆｅスチール株式会社 | ステンレス鋼板および焼入成形品 |
| WO2022139214A1 (ko) * | 2020-12-21 | 2022-06-30 | 주식회사 포스코 | 강도 및 내식성이 향상된 마르텐사이트계 스테인리스강 및 이의 제조 방법 |
| CN115449717A (zh) * | 2022-08-10 | 2022-12-09 | 山东泰山钢铁集团有限公司 | 一种强韧持久耐磨刀具钢及其宽幅卷板制备方法 |
| EP4303335A1 (en) | 2022-07-08 | 2024-01-10 | Daido Steel Co., Ltd. | Martensitic stainless steel for nitrogen-enriching treatment and martensitic stainless steel member |
Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH11350092A (ja) * | 1998-06-04 | 1999-12-21 | Sanyo Special Steel Co Ltd | 冷間加工性に優れた高強度高耐食性ステンレス鋼 |
| JP2003041348A (ja) * | 2001-07-30 | 2003-02-13 | Sanyo Special Steel Co Ltd | 耐食性、靱性および冷間加工性に優れた高硬度マルテンサイト系ステンレス鋼およびその製品。 |
| JP2003293095A (ja) * | 2002-04-04 | 2003-10-15 | Walsin Lihwa Corp | 高強度マルテンサイトステンレス鋼材 |
| JP2006183081A (ja) * | 2004-12-27 | 2006-07-13 | Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corp | 耐食性と冷間加工性に優れる耐摩耗用のＣｒ系ステンレス鋼線材または鋼線および該鋼線を用いてなる織機おさ用のリード材料 |
-
2018
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Patent Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH11350092A (ja) * | 1998-06-04 | 1999-12-21 | Sanyo Special Steel Co Ltd | 冷間加工性に優れた高強度高耐食性ステンレス鋼 |
| JP2003041348A (ja) * | 2001-07-30 | 2003-02-13 | Sanyo Special Steel Co Ltd | 耐食性、靱性および冷間加工性に優れた高硬度マルテンサイト系ステンレス鋼およびその製品。 |
| JP2003293095A (ja) * | 2002-04-04 | 2003-10-15 | Walsin Lihwa Corp | 高強度マルテンサイトステンレス鋼材 |
| JP2006183081A (ja) * | 2004-12-27 | 2006-07-13 | Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corp | 耐食性と冷間加工性に優れる耐摩耗用のＣｒ系ステンレス鋼線材または鋼線および該鋼線を用いてなる織機おさ用のリード材料 |
Cited By (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2021116454A (ja) * | 2020-01-27 | 2021-08-10 | 日鉄ステンレス株式会社 | 冷間加工性に優れる高硬度・高耐食性用途のマルテンサイト系ステンレス鋼及びその製造方法 |
| CN111593259A (zh) * | 2020-05-20 | 2020-08-28 | 樟树市兴隆高新材料有限公司 | 一种气门钢及其制备方法 |
| CN111593259B (zh) * | 2020-05-20 | 2021-11-23 | 樟树市兴隆高新材料有限公司 | 一种气门钢及其制备方法 |
| JP2021195615A (ja) * | 2020-06-18 | 2021-12-27 | Ｊｆｅスチール株式会社 | ステンレス鋼板および焼入成形品 |
| JP7298552B2 (ja) | 2020-06-18 | 2023-06-27 | Ｊｆｅスチール株式会社 | ステンレス鋼板および焼入成形品 |
| WO2022139214A1 (ko) * | 2020-12-21 | 2022-06-30 | 주식회사 포스코 | 강도 및 내식성이 향상된 마르텐사이트계 스테인리스강 및 이의 제조 방법 |
| EP4303335A1 (en) | 2022-07-08 | 2024-01-10 | Daido Steel Co., Ltd. | Martensitic stainless steel for nitrogen-enriching treatment and martensitic stainless steel member |
| CN115449717A (zh) * | 2022-08-10 | 2022-12-09 | 山东泰山钢铁集团有限公司 | 一种强韧持久耐磨刀具钢及其宽幅卷板制备方法 |
| CN115449717B (zh) * | 2022-08-10 | 2023-11-03 | 山东泰山钢铁集团有限公司 | 一种强韧持久耐磨刀具钢及其宽幅卷板制备方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
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