JPH01275737A - 冷間加工性の優れた高強度ステンレス鋼 - Google Patents
冷間加工性の優れた高強度ステンレス鋼Info
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- JPH01275737A JPH01275737A JP10269288A JP10269288A JPH01275737A JP H01275737 A JPH01275737 A JP H01275737A JP 10269288 A JP10269288 A JP 10269288A JP 10269288 A JP10269288 A JP 10269288A JP H01275737 A JPH01275737 A JP H01275737A
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Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
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
【発明の目的】
(産業上の利用分野)
本発明は、OA種機器自動車、各種産業機械。
各種農業機械、化学装置等において、錆の発生を妹い、
耐摩耗性を含め高強度が要求される部品の素材として利
用される高強度Crステンレス鋼に係り、特に冷間加工
で成形される部品の素材として好適に利用される冷間加
工性の優れた高強度ステンレス鋼に関するものである。 (従来の技術) 従来より錆の発生を嫌う高強度部品、例えば、各種シャ
フト類、セルフタッピンねじ。 電子燃料噴射ノズル、#食軸受などの素材には、5US
410,5US420J2,5US440Cなどのマル
テンサイト系Crステンレス鋼が使用されている。 (発明が解決しようとする課題) しかしながら、これらはステンレス鋼ではあるものの、
使用中に錆が発生することがあり、製品性能の劣化や信
頼性の低下を引き起こすことがある。 さらに、高硬度用の5US440Cなどの高C高Cr材
は、粗大な炭化物を含むので、熱間および冷間における
加工性があまり良くなく、製造が困難な場合がある。ま
た、異形圧延や冷間鍛造も出来にくい。そのため、5U
S440Cなどを素材とする部品形状への加工は、焼鈍
状態で大部分を切削し、焼入れ焼もどし後研削して最終
仕上げすることが多い。 また、Crステンレス鋼よりも高価な5US630など
の析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼も強度と耐
食性が必要な場合に用いられ、固溶化処理−機械加工−
時効硬化処理の工程で部品に加工されることが多いが、
これもまた、冷間鍛造等の加工が困難である。 このように、従来のマルテンサイト系Crステンレス鋼
は、全般に耐食性が悪く、しかも高硬度材では素材の製
造性と加工性も悪いという問題点がある。また、高価な
析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼(SUS63
0)でも冷間加工性が悪いという問題点がある。 そして、現在は、これらに代わる比較的安価な材料がな
いため、やむを得ず使用している状態である。このため
、加工費が上昇し、部品価格が材料費に比べ高いものに
なっている。したがって、自動車部品等の大量に生産さ
れ、コスト低減の要求がきつい分野では、この高価格が
、材料の適用範囲や新技術を利用した部品の普及を制限
しているという課題があった。 (発明の目的) 本発明は、この耐食性と冷間加工性の双方の問題を解決
し、比較的安価な冷間加工用高耐食性高強度ステンレス
鋼を提供することによって上述した従来の課題を解決す
ることを目的とするものである。
耐摩耗性を含め高強度が要求される部品の素材として利
用される高強度Crステンレス鋼に係り、特に冷間加工
で成形される部品の素材として好適に利用される冷間加
工性の優れた高強度ステンレス鋼に関するものである。 (従来の技術) 従来より錆の発生を嫌う高強度部品、例えば、各種シャ
フト類、セルフタッピンねじ。 電子燃料噴射ノズル、#食軸受などの素材には、5US
410,5US420J2,5US440Cなどのマル
テンサイト系Crステンレス鋼が使用されている。 (発明が解決しようとする課題) しかしながら、これらはステンレス鋼ではあるものの、
使用中に錆が発生することがあり、製品性能の劣化や信
頼性の低下を引き起こすことがある。 さらに、高硬度用の5US440Cなどの高C高Cr材
は、粗大な炭化物を含むので、熱間および冷間における
加工性があまり良くなく、製造が困難な場合がある。ま
た、異形圧延や冷間鍛造も出来にくい。そのため、5U
S440Cなどを素材とする部品形状への加工は、焼鈍
状態で大部分を切削し、焼入れ焼もどし後研削して最終
仕上げすることが多い。 また、Crステンレス鋼よりも高価な5US630など
の析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼も強度と耐
食性が必要な場合に用いられ、固溶化処理−機械加工−
時効硬化処理の工程で部品に加工されることが多いが、
これもまた、冷間鍛造等の加工が困難である。 このように、従来のマルテンサイト系Crステンレス鋼
は、全般に耐食性が悪く、しかも高硬度材では素材の製
造性と加工性も悪いという問題点がある。また、高価な
析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼(SUS63
0)でも冷間加工性が悪いという問題点がある。 そして、現在は、これらに代わる比較的安価な材料がな
いため、やむを得ず使用している状態である。このため
、加工費が上昇し、部品価格が材料費に比べ高いものに
なっている。したがって、自動車部品等の大量に生産さ
れ、コスト低減の要求がきつい分野では、この高価格が
、材料の適用範囲や新技術を利用した部品の普及を制限
しているという課題があった。 (発明の目的) 本発明は、この耐食性と冷間加工性の双方の問題を解決
し、比較的安価な冷間加工用高耐食性高強度ステンレス
鋼を提供することによって上述した従来の課題を解決す
ることを目的とするものである。
(課題を解決するための手段)
鋼材の耐食性を向上させるためには、保護皮膜の安定化
、皮膜補修能力の向上、不動態化皮膜形戊能の向上など
が期待出来るCr、Mo、Cuなどの合金元素の添加が
有効である。 また、冷間加工性の向上には、割れやボイドの起点とな
る粗大炭化物の除去が効果的である。この炭化物は、M
、C3(Mは、主にCr)が主体であるため、これを生
成させないような鋼組成上の配慮が必要である。具体的
には、これは、Cr 、 M o量との関係と必要とす
る強度とを考慮しながらC量を低減することにより達成
される。 さらに1歩留りを向上させて材料を安価に提供するため
には、熱間加工性が優れることが必須である。これには
、低Si、低Sにすると共に、Caの微量添加が有効で
ある。さらに改善するには、B、REMの添加も有効で
ある。 発明者らは、上記の様に強度と耐食性、冷間および熱間
の加工性を考慮し研究開発を進めたところ、これらの特
性に優れたCr系高強度マルテンサイトステンレス鋼を
見いだした。 すなわち、本発明に係る高強度ステンレス鋼は1重量%
で、C:0.3〜0.6%、Si二0.3%以下、M
n + 0 、3%以下、P:0.03%以下、S:0
.005%以下、Ni:0.6%以下、Cr: 13.
0〜19.0%、Mo:0.3〜3.0%、 Ca:0
.002〜0.02%、Al:0.05%以下、さらに
B:0.002〜0.02%および希土類元素二0.0
05〜0.05%のうちから選ばれる1種または2種以
上、さらにまた必要に応じてV:0.03〜0.30%
、Nb:0.03〜0.30%およびTa:0.03〜
0.30%のうちから選ばれる1種または2種以上、同
じく必要に応じてCu:0.3〜2.0%を含有し、残
部Feおよび不純物からなり、焼なまし状態において優
れた冷間加工性を有することを特徴としており、このよ
うな高Crステンレス鋼の組成とすることにより上述し
た従来の課題を解決するための手段としたものである。 次に、本発明に係る冷間加工性の優れた高強度ステンレ
ス鋼の成分組成(重量%)の限定理由について説明する
。 C:0.3〜0.6% Cは鋼の強度を得るのに必須の元素である。すなわち、
焼入れ時に母相の大部分をマルテンサイト組織にし、こ
れに固溶して強度を著しく高める。また、その後続もど
しを行う場合には、炭化物を形成して強化に寄与する。 そして、十分な強度を得るためには、0.3%以上の添
加が必要である。しかし、Cを多量に添加すると、冷間
加工するための球状化焼鈍(S A)による軟化処理を
施した時に、母相に未固溶の粗大なM、C3(Mは主に
Cr)が残留し、冷間加工性を害する。さらに、Cはマ
ルテンサイト変態点を低下させ、焼入れ時にオーステナ
イト相を残留させ、強度を低下させると共に置き割れを
生じさせ易くする。そのため、Cの上限を0.6%とし
た。 Si:0.3%以下 Siは通常脱酸剤として添加される。このSiは冷間お
よび熱間の加工性を害するので、極力添加を抑制するこ
とが望ましいが、溶製時の製造性を考え、上限を0.3
%とした。 Mn:0.3%以下 MnもSiと同様に脱酸剤として添加されるが、冷間加
工性と耐食性を害するので、0.3%以下とした。 P:0.03%以下 Pは原料等より鋼中に不純物として混入するものである
が、多すぎると、鋼の靭性を損なうので、0.03%以
下とした。 S:0.005%以下 Sも鋼中に不純物として混入するもので、熱間加工性を
劣化させるので、その上限を0 、005%とした。 Ni:0.6%以下 Niはマルテンサイト相の靭性を向上させる元素である
が、多量に含まれると焼鈍しにくくなると同時に変態点
が低下して残留オーステナイトが生成し易くなるので、
上限を0.8%とした。 Cr: 13.0〜19.0% Crは鋼に耐食性を付与する最も基本的な元素であると
同時に、本発明では炭化物を形成する。 そして、十分な耐食性を得るには13.0%以上のCr
が母相に固溶することが必要である。さらに、含有する
C量にもよるが、Crが13.0%未満では粗大な炭化
物であるCr7C3が生成して冷間加工性を害するので
、Cr含有量は13.0%以上とした。また、Crを多
量に含有するとδ−フェライト相を生成して弾度が低下
するので、その上限を19.0%にした。 Mo:0.3〜3.0% MOは鋼の耐食性を向上させるのに有効な元素であり、
この様な効果を得るには0.3%以上含有することが必
要である。また、3.0%超過では、Crと同様にδ−
フェライトが生成し易くなると共に熱間加工性も劣化さ
せる。 Ca:0.002〜0.02% Caは少量の含有により熱間加工性と被削性を向上させ
る。しかし、0.002%未満ではその効果は期待でき
ない、また、多量に含有するとかえって熱間加工性が低
下するので、その上限を0.02%とした。 A又:0.05%以下 AILは脱酸剤として使用されるが、冷間加工性を害す
る酸化物として鋼中に残存するおそれがあるので、不必
要な添加は避ける必要があり、0.05%を上限とした
。 B:0.002〜0.02% 希土類元素(REM):0.005〜0.05% BとREM (希土類元素のうちから選ばれる1種また
は2種以上)は共に熱間加工性を向上させる同様の作用
を有するので、BおよびREMのうちの少なくとも1種
または2種以上を添加する。 このBおよびREMの作用は、Bが0.002%以上、
REMが0.005%以上含有させなければ顕著な作用
が得られない、また、多量に添加するといずれの元素も
熱間加工性をかえって低下させる。そして、Bが多量に
なると、粒界でほう化物を形成したり、濃化してその部
分の融点を下げ、熱間割れを生じ易くする。また、RE
Mが多量になると、介在物を多数形成し1割れの起点と
して作用して熱間加工性を低下させる。したがって、こ
れらの理由により、Bの上限を0.02%、REMの上
限を0.05%とした。 V:0.03〜0.30% Nb:0.03〜0.30% Ta:0.03〜0.30% V、NbおよびTaは微細な炭化物を形成して強度の向
上に寄与するので、必要に応じて添加する。しかし、0
.03%未満ではその効果は少なく、0.30%を超え
て多量に含有すると炭化物が粗大となり熱間、冷間の加
工性が悪くなる。そのため添加する場合にはV、Nbお
よびTaの含有量をそれぞれ0.03〜0.30%とし
た。 Cu:0.3〜2.0% Cuは耐食性を向上させるのに有効な元素であり、必要
に応じて添加する。そして、明瞭な効果を得るには0.
3%以上含有させる必要があるが、多量に添加すると熱
間加工性を害するばかりでなく、Niと同じく変態点を
低下させるので、添加する場合には含有量の上限を2.
0%とした。 (実施例) 第1表に示す化学成分の本発明実施例鋼No。 1〜8と比較例鋼N001〜7を真空およびアルゴン雰
囲気中で50Kg溶製し、鍛造して直径16mmの素材
を製造した0次いで、これらの素材より、熱間加工性を
評価するための素材を採取した後、軟化させるために球
状化焼鈍を施した。 そして、熱間加工性の評価に際しては、1000℃での
熱間圧延時において割れの程度により評価した。この結
果を同じく第1表に示す。 なお、第1表の熱間加工性の欄において、Aは割れがな
かったこと、Bは割れが少しあったこと、Cは割れが多
かったことを示している。 第1表に示すように、本発明実施例鋼No、 1〜8
は、比較例鋼のNo、5 (SUS410)およびNo
、6 (SUS42(lJ2)なみの優れた熱間加工性
を有していることが確かめられた。 次に、冷間加工性を評価するために、球状化焼鈍材を用
いて室温圧縮試験を実施した。この実施の間における圧
縮真応力と圧縮歪との関係を本発明実施例鋼No、 2
、比較例鋼N004およびN006について第1図に
示す、また、割れの発生しない限界の圧縮全文n (h
o / h) (ho :圧縮前の試験片の高さ、h
:試験後の試験片の高さ)を同じく第1表に示す。 第1図に示すように、本発明実施例鋼N002は、比較
例鋼N004の5US440Cよりも大幅に冷間加工性
が優れており、同じく比較例鋼No。 6の5US420J2と同等ないしはそれ以上であり、
冷間加工用として十分使用に酎え得るものである。また
、他の本発明実施例鋼も割れの発生しない限界圧縮歪が
第1表に示すように1.80以上であり、良好な冷間加
工性を有していることが認められた。そしてさらに、冷
間加工性を害する粗大炭化物の有無を調査したところ、
同じく第1表のミクロ組織の欄に示すように(0印は粗
大炭化物なし、X印は粗大炭化物ありを示す、)、冷間
加工性と良い対応を示した。 さらに、各供試材の焼入れ・低温焼もどし後の硬さを調
べたところ、同じく第1表の硬さの欄に示すように、本
発明実施例鋼の硬さはいずれもHRC50以上であり、
強度も優れていることが確かめられた。さらにまた、焼
入れ・低温焼もどし後の各供試材の耐食性を湿潤試験に
より調べた。この湿潤試験は、温度49℃、湿度95%
以上の湿潤環境に72時間保持した後の錆の発生の有無
を調べたもので、この結果を同じく第1表の耐食性の欄
に示す。なお、第1表において、Aは錆の発生がなかっ
たこと、Bは錆の発生が少しあったこと、Cは錆の発生
がかなりあったこと、Dは錆の発生が全面にあったこと
を示している。 第1表に示すように、本発明実施例鋼はいずれも比較例
鋼No、4 (SUS440C)やN006(SUS4
20J2)に比べて1ランク上の湿潤耐食性を有してい
ることが認められた。
、皮膜補修能力の向上、不動態化皮膜形戊能の向上など
が期待出来るCr、Mo、Cuなどの合金元素の添加が
有効である。 また、冷間加工性の向上には、割れやボイドの起点とな
る粗大炭化物の除去が効果的である。この炭化物は、M
、C3(Mは、主にCr)が主体であるため、これを生
成させないような鋼組成上の配慮が必要である。具体的
には、これは、Cr 、 M o量との関係と必要とす
る強度とを考慮しながらC量を低減することにより達成
される。 さらに1歩留りを向上させて材料を安価に提供するため
には、熱間加工性が優れることが必須である。これには
、低Si、低Sにすると共に、Caの微量添加が有効で
ある。さらに改善するには、B、REMの添加も有効で
ある。 発明者らは、上記の様に強度と耐食性、冷間および熱間
の加工性を考慮し研究開発を進めたところ、これらの特
性に優れたCr系高強度マルテンサイトステンレス鋼を
見いだした。 すなわち、本発明に係る高強度ステンレス鋼は1重量%
で、C:0.3〜0.6%、Si二0.3%以下、M
n + 0 、3%以下、P:0.03%以下、S:0
.005%以下、Ni:0.6%以下、Cr: 13.
0〜19.0%、Mo:0.3〜3.0%、 Ca:0
.002〜0.02%、Al:0.05%以下、さらに
B:0.002〜0.02%および希土類元素二0.0
05〜0.05%のうちから選ばれる1種または2種以
上、さらにまた必要に応じてV:0.03〜0.30%
、Nb:0.03〜0.30%およびTa:0.03〜
0.30%のうちから選ばれる1種または2種以上、同
じく必要に応じてCu:0.3〜2.0%を含有し、残
部Feおよび不純物からなり、焼なまし状態において優
れた冷間加工性を有することを特徴としており、このよ
うな高Crステンレス鋼の組成とすることにより上述し
た従来の課題を解決するための手段としたものである。 次に、本発明に係る冷間加工性の優れた高強度ステンレ
ス鋼の成分組成(重量%)の限定理由について説明する
。 C:0.3〜0.6% Cは鋼の強度を得るのに必須の元素である。すなわち、
焼入れ時に母相の大部分をマルテンサイト組織にし、こ
れに固溶して強度を著しく高める。また、その後続もど
しを行う場合には、炭化物を形成して強化に寄与する。 そして、十分な強度を得るためには、0.3%以上の添
加が必要である。しかし、Cを多量に添加すると、冷間
加工するための球状化焼鈍(S A)による軟化処理を
施した時に、母相に未固溶の粗大なM、C3(Mは主に
Cr)が残留し、冷間加工性を害する。さらに、Cはマ
ルテンサイト変態点を低下させ、焼入れ時にオーステナ
イト相を残留させ、強度を低下させると共に置き割れを
生じさせ易くする。そのため、Cの上限を0.6%とし
た。 Si:0.3%以下 Siは通常脱酸剤として添加される。このSiは冷間お
よび熱間の加工性を害するので、極力添加を抑制するこ
とが望ましいが、溶製時の製造性を考え、上限を0.3
%とした。 Mn:0.3%以下 MnもSiと同様に脱酸剤として添加されるが、冷間加
工性と耐食性を害するので、0.3%以下とした。 P:0.03%以下 Pは原料等より鋼中に不純物として混入するものである
が、多すぎると、鋼の靭性を損なうので、0.03%以
下とした。 S:0.005%以下 Sも鋼中に不純物として混入するもので、熱間加工性を
劣化させるので、その上限を0 、005%とした。 Ni:0.6%以下 Niはマルテンサイト相の靭性を向上させる元素である
が、多量に含まれると焼鈍しにくくなると同時に変態点
が低下して残留オーステナイトが生成し易くなるので、
上限を0.8%とした。 Cr: 13.0〜19.0% Crは鋼に耐食性を付与する最も基本的な元素であると
同時に、本発明では炭化物を形成する。 そして、十分な耐食性を得るには13.0%以上のCr
が母相に固溶することが必要である。さらに、含有する
C量にもよるが、Crが13.0%未満では粗大な炭化
物であるCr7C3が生成して冷間加工性を害するので
、Cr含有量は13.0%以上とした。また、Crを多
量に含有するとδ−フェライト相を生成して弾度が低下
するので、その上限を19.0%にした。 Mo:0.3〜3.0% MOは鋼の耐食性を向上させるのに有効な元素であり、
この様な効果を得るには0.3%以上含有することが必
要である。また、3.0%超過では、Crと同様にδ−
フェライトが生成し易くなると共に熱間加工性も劣化さ
せる。 Ca:0.002〜0.02% Caは少量の含有により熱間加工性と被削性を向上させ
る。しかし、0.002%未満ではその効果は期待でき
ない、また、多量に含有するとかえって熱間加工性が低
下するので、その上限を0.02%とした。 A又:0.05%以下 AILは脱酸剤として使用されるが、冷間加工性を害す
る酸化物として鋼中に残存するおそれがあるので、不必
要な添加は避ける必要があり、0.05%を上限とした
。 B:0.002〜0.02% 希土類元素(REM):0.005〜0.05% BとREM (希土類元素のうちから選ばれる1種また
は2種以上)は共に熱間加工性を向上させる同様の作用
を有するので、BおよびREMのうちの少なくとも1種
または2種以上を添加する。 このBおよびREMの作用は、Bが0.002%以上、
REMが0.005%以上含有させなければ顕著な作用
が得られない、また、多量に添加するといずれの元素も
熱間加工性をかえって低下させる。そして、Bが多量に
なると、粒界でほう化物を形成したり、濃化してその部
分の融点を下げ、熱間割れを生じ易くする。また、RE
Mが多量になると、介在物を多数形成し1割れの起点と
して作用して熱間加工性を低下させる。したがって、こ
れらの理由により、Bの上限を0.02%、REMの上
限を0.05%とした。 V:0.03〜0.30% Nb:0.03〜0.30% Ta:0.03〜0.30% V、NbおよびTaは微細な炭化物を形成して強度の向
上に寄与するので、必要に応じて添加する。しかし、0
.03%未満ではその効果は少なく、0.30%を超え
て多量に含有すると炭化物が粗大となり熱間、冷間の加
工性が悪くなる。そのため添加する場合にはV、Nbお
よびTaの含有量をそれぞれ0.03〜0.30%とし
た。 Cu:0.3〜2.0% Cuは耐食性を向上させるのに有効な元素であり、必要
に応じて添加する。そして、明瞭な効果を得るには0.
3%以上含有させる必要があるが、多量に添加すると熱
間加工性を害するばかりでなく、Niと同じく変態点を
低下させるので、添加する場合には含有量の上限を2.
0%とした。 (実施例) 第1表に示す化学成分の本発明実施例鋼No。 1〜8と比較例鋼N001〜7を真空およびアルゴン雰
囲気中で50Kg溶製し、鍛造して直径16mmの素材
を製造した0次いで、これらの素材より、熱間加工性を
評価するための素材を採取した後、軟化させるために球
状化焼鈍を施した。 そして、熱間加工性の評価に際しては、1000℃での
熱間圧延時において割れの程度により評価した。この結
果を同じく第1表に示す。 なお、第1表の熱間加工性の欄において、Aは割れがな
かったこと、Bは割れが少しあったこと、Cは割れが多
かったことを示している。 第1表に示すように、本発明実施例鋼No、 1〜8
は、比較例鋼のNo、5 (SUS410)およびNo
、6 (SUS42(lJ2)なみの優れた熱間加工性
を有していることが確かめられた。 次に、冷間加工性を評価するために、球状化焼鈍材を用
いて室温圧縮試験を実施した。この実施の間における圧
縮真応力と圧縮歪との関係を本発明実施例鋼No、 2
、比較例鋼N004およびN006について第1図に
示す、また、割れの発生しない限界の圧縮全文n (h
o / h) (ho :圧縮前の試験片の高さ、h
:試験後の試験片の高さ)を同じく第1表に示す。 第1図に示すように、本発明実施例鋼N002は、比較
例鋼N004の5US440Cよりも大幅に冷間加工性
が優れており、同じく比較例鋼No。 6の5US420J2と同等ないしはそれ以上であり、
冷間加工用として十分使用に酎え得るものである。また
、他の本発明実施例鋼も割れの発生しない限界圧縮歪が
第1表に示すように1.80以上であり、良好な冷間加
工性を有していることが認められた。そしてさらに、冷
間加工性を害する粗大炭化物の有無を調査したところ、
同じく第1表のミクロ組織の欄に示すように(0印は粗
大炭化物なし、X印は粗大炭化物ありを示す、)、冷間
加工性と良い対応を示した。 さらに、各供試材の焼入れ・低温焼もどし後の硬さを調
べたところ、同じく第1表の硬さの欄に示すように、本
発明実施例鋼の硬さはいずれもHRC50以上であり、
強度も優れていることが確かめられた。さらにまた、焼
入れ・低温焼もどし後の各供試材の耐食性を湿潤試験に
より調べた。この湿潤試験は、温度49℃、湿度95%
以上の湿潤環境に72時間保持した後の錆の発生の有無
を調べたもので、この結果を同じく第1表の耐食性の欄
に示す。なお、第1表において、Aは錆の発生がなかっ
たこと、Bは錆の発生が少しあったこと、Cは錆の発生
がかなりあったこと、Dは錆の発生が全面にあったこと
を示している。 第1表に示すように、本発明実施例鋼はいずれも比較例
鋼No、4 (SUS440C)やN006(SUS4
20J2)に比べて1ランク上の湿潤耐食性を有してい
ることが認められた。
以上のように、本発明に係るステンレス鋼は、重量%で
、C:0.3〜0.6%、Si:0.3%以下、M n
: 0 、3%以下、P:0.03%以下、S:0.
005%以下、Ni:0.6%以下、Cr: 13.0
〜19.0%、M o + 0 、3〜3.0%、Ca
:0.002〜0.02%、Al:0.05%以下、さ
らにB:0.002〜0.02%および希土類元素:
0.005〜0.05%のうちから選ばれる1種または
2種以上、さらにまた必要に応じてV:0.03〜0.
30%、Nb:0.03〜0.30%およびTa:0.
03〜0.30%のうちから選ばれる1種または2種以
上、同じく必要に応じてCu:0.3〜2.0%を含有
し、残部Feおよび不純物からなるものであるから、素
材製造時の熱間加工性が良好であるため、製造性にすぐ
れたものとなっており、したがって素材を安価に提供す
ることができ、かつまた従来鋼に比べて焼なまし状態に
おいて冷間加工性に著しく優れていると共に、焼入れ焼
もどし後の硬さが大で強度が比較的高く、さらにまた従
来鋼に比べて耐食性にも著しくすぐれたものであって、
従来の耐食性と冷間加工性の双方の課題を解決し、比較
的安価な冷間加工用高耐食性高強度ステンレス鋼を提供
することが可能であるという著大なる効果がもたらされ
る。
、C:0.3〜0.6%、Si:0.3%以下、M n
: 0 、3%以下、P:0.03%以下、S:0.
005%以下、Ni:0.6%以下、Cr: 13.0
〜19.0%、M o + 0 、3〜3.0%、Ca
:0.002〜0.02%、Al:0.05%以下、さ
らにB:0.002〜0.02%および希土類元素:
0.005〜0.05%のうちから選ばれる1種または
2種以上、さらにまた必要に応じてV:0.03〜0.
30%、Nb:0.03〜0.30%およびTa:0.
03〜0.30%のうちから選ばれる1種または2種以
上、同じく必要に応じてCu:0.3〜2.0%を含有
し、残部Feおよび不純物からなるものであるから、素
材製造時の熱間加工性が良好であるため、製造性にすぐ
れたものとなっており、したがって素材を安価に提供す
ることができ、かつまた従来鋼に比べて焼なまし状態に
おいて冷間加工性に著しく優れていると共に、焼入れ焼
もどし後の硬さが大で強度が比較的高く、さらにまた従
来鋼に比べて耐食性にも著しくすぐれたものであって、
従来の耐食性と冷間加工性の双方の課題を解決し、比較
的安価な冷間加工用高耐食性高強度ステンレス鋼を提供
することが可能であるという著大なる効果がもたらされ
る。
第1図は本発明実施例鋼N002および比較例鋼No、
4 、 No、 6について室温圧縮試験を行った際
の圧縮真応力と圧縮歪との関係を調べた結果を例示する
グラフである。
4 、 No、 6について室温圧縮試験を行った際
の圧縮真応力と圧縮歪との関係を調べた結果を例示する
グラフである。
Claims (4)
- (1)重量%で、C:0.3〜0.6%、Si:0.3
%以下、Mn:0.3%以下、P:0.03%以下、S
:0.005%以下、Ni:0.6%以下、Cr:13
.0〜19.0%、Mo:0.3〜3.0%、Ca:0
.002〜0.02%、Al:0.05%以下、さらに
B:0.002〜0.02%および希土類元素:0.0
05〜0.05%のうちから選ばれる1種または2種以
上、残部Feおよび不純物からなり、焼なまし状態にお
いて優れた冷間加工性を有することを特徴とする冷間加
工性の優れた高強度ステンレス鋼。 - (2)重量%で、C:0.3〜0.6%、Si:0.3
%以下、Mn:0.3%以下、P:0.03%以下、S
:0.005%以下、Ni:0.6%以下、Cr:13
.0〜19.0%、Mo:0.3〜3.0%、Ca:0
.002〜0.02%、Al:0.05%以下、さらに
B:0.002〜0.02%および希土類元素:0.0
05〜0.05%のうちから選ばれる1種または2種以
上、さらにまたV:0.03〜0.30%、Nb:0.
03〜0.30%およびTa:0.03〜0.30%の
うちから選ばれる1種または2種以上、残部Feおよび
不純物からなり、焼なまし状態において優れた冷間加工
性を有することを特徴とする冷間加工性の優れた高強度
ステンレス鋼。 - (3)重量%で、C:0.3〜0.6%、Si:0.3
%以下、Mn:0.3%以下、P:0.03%以下、S
:0.005%以下、Ni:0.6%以下、Cr:13
.0〜19.0%、Mo:0.3〜3.0%、Ca:0
.002〜0.02%、Al:0.05%以下、さらに
B:0.002〜0.02%および希土類元素:0.0
05〜0.05%のうちから選ばれる1種または2種以
上、さらにまたCu:0.3〜2.0%、残部Feおよ
び不純物からなり、焼なまし状態において優れた冷間加
工性を有することを特徴とする冷間加工性の優れた高強
度ステンレス鋼。 - (4)重量%で、C:0.3〜0.6%、Si:0.3
%以下、Mn:0.3%以下、P:0.03%以下、S
:0.005%以下、Ni:0.6%以下、Cr:13
.0〜19.0%、Mo:0.3〜3.0%、Ca:0
.002〜0.02%、Al:0.05%以下、さらに
B:0.002〜0.02%および希土類元素:0.0
05〜0.05%のうちから選ばれる1種または2種以
上、さらにまたV:0.03〜0.30%、Nb:0.
03〜0.30%およびTa:0.03〜0.30%の
うちから選ばれる1種または2種以上、さらにまたCu
:0.3〜2.0%、残部Feおよび不純物からなり、
焼なまし状態において優れた冷間加工性を有することを
特徴とする冷間加工性の優れた高強度ステンレス鋼。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP10269288A JPH01275737A (ja) | 1988-04-27 | 1988-04-27 | 冷間加工性の優れた高強度ステンレス鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP10269288A JPH01275737A (ja) | 1988-04-27 | 1988-04-27 | 冷間加工性の優れた高強度ステンレス鋼 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH01275737A true JPH01275737A (ja) | 1989-11-06 |
Family
ID=14334304
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP10269288A Pending JPH01275737A (ja) | 1988-04-27 | 1988-04-27 | 冷間加工性の優れた高強度ステンレス鋼 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPH01275737A (ja) |
Cited By (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
WO2001053555A1 (de) * | 2000-01-17 | 2001-07-26 | Stahlwerk Ergste Westig Gmbh | Chrom-stahllegierung |
WO2016093762A1 (en) * | 2014-12-09 | 2016-06-16 | Voestalpine Precision Strip Ab | Stainless steel for flapper valves |
SE1751230A1 (en) * | 2017-10-05 | 2019-04-06 | Uddeholms Ab | Stainless steel |
-
1988
- 1988-04-27 JP JP10269288A patent/JPH01275737A/ja active Pending
Cited By (10)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
WO2001053555A1 (de) * | 2000-01-17 | 2001-07-26 | Stahlwerk Ergste Westig Gmbh | Chrom-stahllegierung |
GB2374605A (en) * | 2000-01-17 | 2002-10-23 | Stahlwerk Ergste Westig Gmbh | Chrome steel alloy |
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US6770243B2 (en) | 2000-01-17 | 2004-08-03 | Stahlwerk Ergste Westig Gmbh | Chrome steel alloy |
CZ297208B6 (cs) * | 2000-01-17 | 2006-10-11 | Stahlwerk Ergste Westig Gmbh | Ocel legovaná chrómem |
WO2016093762A1 (en) * | 2014-12-09 | 2016-06-16 | Voestalpine Precision Strip Ab | Stainless steel for flapper valves |
SE1751230A1 (en) * | 2017-10-05 | 2019-04-06 | Uddeholms Ab | Stainless steel |
WO2019070189A1 (en) * | 2017-10-05 | 2019-04-11 | Uddeholms Ab | STAINLESS STEEL, PRE-ALLOYED POWDER OBTAINED BY ATOMIZATION OF THIS STEEL AND USE OF THIS PRE-ALLOY POWDER |
SE541151C2 (en) * | 2017-10-05 | 2019-04-16 | Uddeholms Ab | Stainless steel |
US11591678B2 (en) | 2017-10-05 | 2023-02-28 | Uddeholms Ab | Stainless steel |
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