JP3068216B2 - 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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- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
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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、13Cr−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、13Cr−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の組成になり、割れ限界加工
率が80％以上であることを特徴とするなる高冷鍛性電磁
ステンレス鋼（第１発明）である。
率が80％以上であることを特徴とするなる高冷鍛性電磁
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。
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。
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。
【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：13.5
5 ％, Mo：0.50％, Ti：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：13.6
3 ％, 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：13.4
6 ％, 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、15
mmφ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：13.5
5 ％, Mo：0.50％, Ti：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：13.6
3 ％, 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：13.4
6 ％, 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、15
mmφ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、67
5 ℃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、 775℃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、67
5 ℃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、 775℃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。
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 900℃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。
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。
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。
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。
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、10.0〜18.0％の
範囲に限定した。
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、10.0〜18.0％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。
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。
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。
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。
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。
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）：0.0005〜0.0
1％ 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0.0005％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。
1％ 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0.0005％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×11mm
H 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、 750℃〜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、８mmφ×80mmの試験片を作製し、サンドペーパー
で 500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13
mmφ×５mmの試験片を作製し、 800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。
H 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、 750℃〜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、８mmφ×80mmの試験片を作製し、サンドペーパー
で 500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13
mmφ×５mmの試験片を作製し、 800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Al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。
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Al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〜No.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。
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。
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。
後の金属組織写真である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 滝沢 純 埼玉県和光市中央１丁目４番１号 株式 会社 本田技術研究所内 (72)発明者 伊丹 均 埼玉県和光市中央１丁目４番１号 株式 会社 本田技術研究所内 (72)発明者 高木 善昭 埼玉県和光市中央１丁目４番１号 株式 会社 本田技術研究所内 (56)参考文献 特開 昭62−280349（ＪＰ，Ａ) 特開 昭62−133042（ＪＰ，Ａ) 特開 昭56−16653（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C22C 38/00 303 C22C 38/00 302 C22C 38/32
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：0.05wt％以下 を含み、残部は実質的にFeの組成になり、割れ限界加工
率が80％以上であることを特徴とす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 Pb：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 JPH04235257A (ja) | 1992-08-24 |
| JP3068216B2 true 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) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US8066542B2 (en) | 2008-02-14 | 2011-11-29 | Tomy Company, Ltd. | Transformable toy |
| US8348715B2 (en) | 2009-11-12 | 2013-01-08 | Tomy Company, Ltd. | Transformable toy |
Families Citing this family (10)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| 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 |
| EP0786140B1 (en) * | 1994-10-11 | 2000-06-14 | Crs Holdings, Inc. | Corrosion-resistant magnetic material |
| US5769974A (en) * | 1997-02-03 | 1998-06-23 | Crs Holdings, Inc. | Process for improving magnetic performance in a free-machining ferritic stainless steel |
| DE69827207T2 (de) * | 1997-08-15 | 2005-04-21 | Jfe Steel Corp | Elektrostahlblech mit hohen magnetischen Eigenschaften und Herstellungsverfahren |
| 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 |
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 |
| US4434006A (en) * | 1979-05-17 | 1984-02-28 | Daido Tokushuko Kabushiki Kaisha | Free cutting steel containing controlled inclusions and the method of making the same |
| 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
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|---|---|---|---|---|
| US8066542B2 (en) | 2008-02-14 | 2011-11-29 | Tomy Company, Ltd. | Transformable toy |
| US8348715B2 (en) | 2009-11-12 | 2013-01-08 | Tomy Company, Ltd. | Transformable toy |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH04235257A (ja) | 1992-08-24 |
| US5190722A (en) | 1993-03-02 |
| DE4143075A1 (de) | 1992-07-02 |
| DE4143075C2 (de) | 1996-06-20 |
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