JPWO2012002208A1 - 析出強化型ステンレス鋼及びその製造方法 - Google Patents

Abstract

従来の高強度ステンレス鋼の引張強さと延性とを維持しつつ０．２％耐力を高めた高強度ステンレス鋼を提供する。質量％で、Ｃ:≦０．２％、７％≦Ｎｉ≦１４％、０％≦Ｃｏ≦３．５％、９．５％≦Ｃｒ≦１４％、０．５％≦Ｍｏ≦３％、０．２５％＜Ａｌ＜１％、０．７５％＜Ｔｉ≦２．５％、残部はＦｅ及び不純物からなり、かつ、式（１）乃至（４）の全てを満足する析出強化型ステンレス鋼。式（１） １２６０−６５Ｎｉ−２０Ｃｏ−４０Ｃｒ≧０式（２） ６７０＋７５Ｎｉ＋４０Ｃｏ−１００Ｃｒ≧０式（３） ０．１２５≦（Ａｌ／Ｔｉ）≦１．２５式（４） １．４５≦（Ａｌ＋Ｔｉ）≦２．９５ただし、式中のＮｉ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ａｌ及びＴｉは質量％での値で計算。

Description

本発明は、析出強化型ステンレス鋼及びその製造方法に関するものである。

従来、高強度材料としては、ＡＩＳＩ４３４０や３００Ｍ等に代表される低合金系高抗張力鋼が知られている。これらは、熱処理条件を選べば、約１８００ＭＰａを超える引張強さと１０％程度の伸びを得ることが出来る（非特許文献１参照）。しかし、これらは、低合金鋼であり、耐食性に大きく寄与するＣｒが１％弱と少ないため耐食性が不十分である。
また、従来から高強度のステンレス鋼としてＰＨ１３−８Ｍｏ（ＡＩＳＩ ＸＭ−１３）や１７−４ＰＨ（ＡＩＳＩ ６３０）等に代表されるマルテンサイト系析出強化型ステンレス鋼が知られている。これらは、耐食性の良好なステンレス鋼の中では高強度であるが、ＡＩＳＩ４３４０や３００Ｍ等に代表される低合金系高抗張力鋼と比較すると強度が劣っている。また、特許文献１に高強度のステンレス鋼が提案されており、優れた強度特性を持っているが、低合金系高抗張力鋼と比較すると延性が十分とは言えない。さらに、特許文献２に提案されている高張力鋼は、耐食性向上元素であるＣｒが無添加の場合、強度は十分高く優れているが、Ｃｒ添加をした場合、低合金系高抗張力鋼と比較すると強度がやや劣っている。
低合金鋼の耐食性と高強度ステンレス鋼の強度や延性を改善した高強度材料として本願出願人は特許文献３に示す高強度ステンレス鋼を提案した。特許文献３に示す高強度ステンレス鋼は、熱処理条件を選べば１８００ＭＰａを超える引張強さを得られ、さらに、優れた耐食性を持つ材料である。

英国特許公開第９８８４５２号公報 特開昭５７−４１３５１号公報 特許第３３４２５０１号公報

「Ｉｍｐｒｏｖｅｄ Ｌｏｗｅｒ Ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ Ｆｒａｃｔｕｒｅ Ｔｏｕｇｈｎｅｓｓ ｏｆ Ｕｌｔｒａｈｉｇｈ Ｓｔｒｅｎｇｔｈ ４３４０ Ｓｔｅｅｌ ｔｈｒｏｕｇｈ Ｍｏｄｉｆｉｅｄ Ｈｅａｔ Ｔｒｅａｔｍｅｎｔ」 ＹＯＳＨＩＹＵＫＩ ＴＯＭＩＴＡ：Ｍｅｔａｌｌｕｒｇｉｃａｌ Ｔｒａｎｓａｃｔｉｏｎｓ Ｖｏｌ．１８Ａ （１９８７） ｐ．１４９５−１５０１ 「Ｄｅｐａｒｔｍｅｎｔ Ｏｆ Ｄｅｆｆｅｎｃｅ Ｈａｎｄｂｏｏｋ Ｍｅｔａｌｌｉｃ Ｍａｔｅｒｉａｌｓ Ａｎｄ Ｅｌｅｍｅｎｔｓ Ｆｏｒ Ａｅｒｏｓｐａｃｅ Ｖｅｈｉｃｌｅ Ｓｔｒｕｃｔｕｒｅｓ ＭＩＬ−ＨＤＢＫ ５Ｊ（２００３）」

上述した特許文献３に示す高強度ステンレス鋼は、引張強さ及び耐食性の点では優れた材料であるものの、０．２％耐力が引張強さと比較して低い。例えば、析出強化型ステンレス鋼が使用される用途の一つである航空機の構造設計には、運用荷重に安全率を乗じた破壊荷重と引張強さを用いて強度設計が行われ、加えて実用環境で航空機用脚材及び宇宙航空機一次構造部材に降伏が起きないように考慮することが求められる。そのため適用する材料の耐力比（＝０．２％耐力／引張強さ）は高いことが望ましい。しかし、特許文献３に示す高強度ステンレス鋼は耐力比が低く、例えば、現在、航空機の構造部材に適用されている低合金系高抗張力鋼の替わりに使用するには、強度特性が不十分である。
そこで、本発明の目的は、低合金系高抗張力鋼レベルの引張強さ、０．２％耐力及び延性を維持しつつ、さらに優れた耐食性も有する析出強化型ステンレス鋼及びその製造方法を提供することである。

本発明者は、低合金系高抗張力鋼レベルの引張強さ、０．２％耐力及び延性を有し、かつ従来の高強度ステンレス鋼の耐食性を両立すべく、鋭意検討した結果、Ｃを低く抑えた析出強化型マルテンサイト系ステンレス鋼をベースとしてＭｏを添加し、Ｎｉと化合物形成するＡｌならびにＴｉの割合及び量のバランスをはかることで、耐食性を損なうことなく、引張強さと延性を維持しつつ０．２％耐力を大きく改善できることを見いだし本発明に到達した。
すなわち本発明は、質量％でＣ：≦０．２％、７％≦Ｎｉ≦１４％、０％≦Ｃｏ≦３．５％、９．５％≦Ｃｒ≦１４％、０．５％≦Ｍｏ≦３％、０．２５％＜Ａｌ＜１％、０．７５％＜Ｔｉ≦２．５％、残部はＦｅ及び不純物からなり、かつ、式（１）乃至（４）を満足する析出強化型ステンレス鋼である。
式（１） １２６０−６５Ｎｉ−２０Ｃｏ−４０Ｃｒ≧０
式（２） ６７０＋７５Ｎｉ＋４０Ｃｏ−１００Ｃｒ≧０
式（３） ０．１２５≦（Ａｌ／Ｔｉ）≦１．２５
式（４） １．４５≦（Ａｌ＋Ｔｉ）≦２．９５
（ただし、式中のＮｉ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ａｌ及びＴｉは質量％での値で計算）

また本発明は、下記の式（５）を満足することが好ましい。
式（５） ４．５≦Ｎｉ／（Ａｌ＋Ｔｉ）
（ただし、式中のＮｉ、Ａｌ及びＴｉは質量％での値で計算）
本発明でより好ましい式（４）の範囲は、２．１≦（Ａｌ＋Ｔｉ）≦２．５５である。
また、本発明でより好ましい式（３）の範囲は、０．３５≦（Ａｌ／Ｔｉ）≦０．６５である。
また、本発明の不純物元素であるＳｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｐ、Ｓ、Ｏ、Ｎは、Ｓｉ≦０．１％、Ｍｎ≦０．１％、Ｃｕ≦０．１％、Ｐ≦０．０３％、Ｓ≦０．００８％、Ｏ≦０．００５％、Ｎ≦０．０１％に制限することが好ましい。
また、本発明の析出強化型ステンレス鋼は、常温での引張試験において伸びが７．５％以上、０．２％耐力と引張強さが０．２％耐力で１６００ＭＰａ以上、引張強さで１７００ＭＰａ以上、破壊靭性が４０ＭＰａ・ｍ^１／２以上の何れかを満たす析出強化型ステンレス鋼である。

また、本発明の上記析出強化型ステンレス鋼の製造方法は、少なくとも溶解と熱間塑性加工を行った上記組成よりなるステンレス鋼を、９４０℃〜１０５０℃で固溶化処理した後、さらに４８０℃〜５５０℃で時効処理を行う析出強化型ステンレス鋼の製造方法である。
好ましくは、上記の固溶化処理に次いで−５０℃〜−１００℃でサブゼロ処理を析出強化型ステンレス鋼の製造方法である。
また、上記の熱間塑性加工の加工比が３以上である析出強化型ステンレス鋼の製造方法である。

本発明の析出強化型ステンレス鋼は低合金系高抗張力鋼レベルの引張強さ、０．２％耐力及び延性を有し、かつ従来の高強度ステンレス鋼なみの耐食性を有しているため、例えば、耐食性が必要な航空機用部品等の設計において、耐力比が小さい材料に比べて、引張強度を有効に使用できることが効果として期待できる。

本発明合金断面の光学顕微鏡写真である。 比較例合金断面の光学顕微鏡写真である。 比較例合金断面の光学顕微鏡写真である。 実施例４の疲労試験結果を示すグラフである。

上述したように、本発明の重要な特徴は、Ｃを低く抑えた析出強化型マルテンサイト系ステンレス鋼の成分をベースに、引張強さと０．２％耐力を向上させるためにＭｏを添加し、Ｎｉと化合物形成するＡｌならびにＴｉの割合及び量のバランスをはかったことにある。
本発明にて、各化学組成や関係式を規定した理由は以下の通りである。なお、特に記載のない限り質量％として記す。

Ｃ：≦０．２％
Ｃは、本発明においては不純物として規制すべき元素である。Ｃは、ＴｉやＣｒ等の添加元素との炭化物の形成により強度と延性とのバランスを低下させ、さらには耐食性を劣化させるため、０．２％以下に制限する。好ましくは０．０５％以下である。
７％≦Ｎｉ≦１４％
Ｎｉは、オーステナイト形成元素であり、固溶化処理時のδフェライトの消失に有効であり、また時効処理中にＡｌやＴｉと共に微細な金属間化合物を形成して析出強化する効果があるため、必須で添加する元素である。しかし、Ｎｉが７％未満であると、固溶化処理温度においてδフェライトが安定となり、残存したδフェライトの存在形態は製造工程、特に圧延工程や鍛造工程における塑性加工方向に依存した方向性がある。そのため、最終製品の特性に方向性が現れてしまう。また、δフェライトの存在自体が強度を低下させ、その結果として強度と延性とのバランスを著しく損なう。一方、Ｎｉ添加が１４％を越えるとＭｓ点の低下が著しく、固溶化処理後の急冷処理で十分なマルテンサイト変態が行われず、大量の残留オーステナイトが残存するため、強度を著しく低下させ、強度と延性とのバランスを著しく損なう。
そのため、Ｎｉは７％〜１４％の範囲とした。上述したＮｉの効果をより確実に得るには、Ｎｉの下限を９％とするのが好ましい。

０％≦Ｃｏ≦３．５％
Ｃｏは、Ｎｉと同様にオーステナイト形成元素であり、固溶化処理時のδフェライトの消失に効果があり、さらに、ＮｉよりＭｓ点の温度低下が大きくないため、３．５％以下の範囲で添加することは効果的である。ただし、本発明においてはＮｉを７〜１４％の範囲で必須添加するため、Ｃｏは必ずしも添加の必要はなく、０％を含む無添加レベルであっても差し支えない任意成分である。また、Ｃｏは、Ｎｉと異なりＡｌ、Ｔｉ等との間で金属間化合物を形成せず、間接的に金属間化合物の析出を促進することや、金属間化合物を微細化することで析出強化に寄与する。しかし、Ｃｏの添加によって析出強化へ直接の寄与は大きくなく、また、多量の添加はコストの上昇を招くことから、Ｃｏの上限を３．５％とした。
９．５％≦Ｃｒ≦１４％
Ｃｒは、耐食性を付与する目的で必須添加する。しかし、Ｃｒが９．５％未満であると、ステンレス鋼として十分な耐食性が発揮されず、一方、Ｃｒはフェライト形成元素でありＣｒ添加が１４％を超えると、固溶化処理温度においてδフェライトが安定となり、強度を低下させるだけでなく、残存したδフェライトの存在形態は製造工程に依存した方向性があるため、最終製品の特性に方向性が現れてしまう。また、δフェライトの存在自体が強度と延性とのバランスを著しく損なう。そのため、Ｃｒは９．５％〜１４％の範囲とした。

０．５％≦Ｍｏ≦３％
Ｍｏは、強度と耐食性を向上させるため必須添加する。しかし、Ｍｏが０．５％未満であると、延性低下が著しく、一方、Ｍｏが３％を越えると固溶化処理温度においてδフェライトが安定となり、残存したδフェライトの存在形態は製造工程に依存した方向性があるため、最終製品の特性に方向性が現れてしまう。また、δフェライトの存在自体が強度と延性とのバランスを著しく損なう。そのため、Ｍｏを０．５％〜３％の範囲とした。
Ｍｏは、Ｃｒとの複合添加により耐食性、特に、耐孔食性の向上が期待できるため、Ｍｏの下限を０．７％とするのが好ましい。
０．２５％＜Ａｌ＜１％
Ａｌは、時効処理中にＮｉと金属間化合物を形成し析出強化する元素であるため必須で添加する。Ａｌの添加により高強度化させるためには、０．２５％以上が必要がある。一方で１％以上の添加は延性の低下が著しくなる。そのため、Ａｌは０．２５％を超えて１％未満の範囲とした。

０．７５％＜Ｔｉ≦２．５％
Ｔｉは、時効処理中にＮｉと金属間化合物を形成し析出強化する元素であるため必須で添加する。Ｔｉの添加により高強度化させるためには、０．７５％を超える添加量が必要となる。一方で２．５％を超える場合は延性の低下が著しくなる。そのため、Ｔｉは０．７５を超えて２．５％以下の範囲とした。Ｔｉは、好ましい上限は、２．４５％である。
以上、述べた元素以外はＦｅ及び不純物とする。
代表的な不純物元素として、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｐ、Ｓ、Ｏ、Ｎ等があり、これらの元素は以下の範囲に規制することが好ましい。
Ｓｉ≦０．５％、Ｍｎ≦０．５％、Ｃｕ＜０．５％、Ｐ≦０．０５％、Ｓ≦０．０２％、Ｏ≦０．０１％、Ｎ≦０．０５％。
好ましくは、以下の範囲にすると良い。
Ｓｉ≦０．１％、Ｍｎ≦０．１％、Ｃｕ≦０．１％、Ｐ≦０．０３％、Ｓ≦０．００８％、Ｏ≦０．００５％、Ｎ≦０．０１％。

次に関係式について説明する。
引張強さと延性を維持しつつ０．２％耐力を大きく改善するには、上述した成分の範囲を満足させるだけでなく、以下の４つの関係式の全てを満足させるように成分調整を行う必要がある。なお、式中のＮｉ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ａｌ及びＴｉは質量％での値で計算する。
式（１）：１２６０−６５Ｎｉ−２０Ｃｏ−４０Ｃｒ≧０
式（１）は固溶化処理後の冷却時におけるマルテンサイト変態のし易さの指標である。一般に、マルテンサイト変態がおこる温度は、Ｍｓ点として知られているが、本発明の析出強化型ステンレス鋼においては、この式（１）を満たさない場合、固溶化処理後の冷却処理で十分なマルテンサイト変態が行われず、残留オーステナイトが残存し、強度と延性とのバランスを著しく損なう。
式（２）：６７０＋７５Ｎｉ＋４０Ｃｏ−１００Ｃｒ≧０
式（２）は固溶化処理温度においてδフェライト相が存在するか否かの指標である。このδフェライトの存在は、フェライト形成元素であるＣｒの添加量とオーステナイト形成元素Ｎｉ及びＣｏの添加量とのバランスで決定するが、本発明の析出強化型ステンレス鋼においては、この式（２）を満たさない場合、固溶化処理温度においてδフェライトが安定となり、残存したδフェライトの存在形態は製造工程に依存した方向性があるため、最終製品の特性に方向性が現れてしまう。また、δフェライトの存在自体が強度と延性とのバランスを著しく損なう。

式（３）：０．１２５≦（Ａｌ／Ｔｉ）≦１．２５
式（３）は析出強化を担う析出相を最適化する指標である。この式（３）を満たす場合、Ｌ１_２構造であるＮｉ_３（Ｔｉ、Ａｌ）相が析出しやすく、時効処理後の強度と延性とのバランスが最も優れている。一方で、（Ａｌ／Ｔｉ）が０．１２５未満の場合は、六方晶系のＮｉ_３Ｔｉ相が析出しやすくなり、その結果として延性が低下する。（Ａｌ／Ｔｉ）が１．２５を超える場合は、Ｂ２構造のＮｉ（Ａｌ、Ｔｉ）相が析出しやすくなり、延性の低下が著しく、引張強さが不十分となる。そのため、式（３）で示す関係式の範囲を０．１２５〜１．２５とした。強度と延性のバランスを考慮すると式（３）で示す関係式の範囲は０．３５〜０．６５であることが好ましい。
式（４）：１．４５≦（Ａｌ＋Ｔｉ）≦２．９５
式（４）は析出強化を担う析出相の析出量を最適化する指標である。この式（４）で示す（Ａｌ＋Ｔｉ）が１．４５未満の場合は析出量が少ないため強度が不十分となり、（Ａｌ＋Ｔｉ）が２．９５を超える場合は析出量が多くなり過ぎるため延性の低下が著しい。そのため、式（４）で示す関係式の範囲を１．４５〜２．９５とした。特に、式（４）で示す関係式が２．１〜２．５５であることが好ましい。

さらに本発明では、以下に示す式（５）を満足させると良い。
式（５）：４．５≦Ｎｉ／（Ａｌ＋Ｔｉ）
式（５）は破壊靭性を最適化する指標である。この式（５）で示すＮｉ／（Ａｌ＋Ｔｉ）が４．５未満の場合は破壊靭性が低下する傾向になるため、式（５）で示す関係式が４．５以上であることが好ましい。

次に本発明の析出強化型ステンレス鋼の製造方法について説明する。
先ず、本発明の析出強化型ステンレス鋼に対し、所望の機械的特性を付与する熱処理について述べておく。
一般に析出強化型ステンレス鋼は、固溶化処理においてオーステナイト相中に、析出強化元素を固溶させた後、水、油、冷却ガス等を用いた冷却により、オーステナイト相をマルテンサイトへと変態させる。その後、時効処理により金属間化合物相等を微細に析出させることにより、高強度の材料を得ることが可能になる。
本発明においても上記の組成に調整した析出強化型ステンレス鋼に固溶化処理を行う。本発明の固溶化処理温度は、９４０℃未満であると合金元素が十分固溶せず、一方、１０５０℃を超えるとオーステナイト結晶粒が粗大化しやすく、また、δフェライトが生成し、機械的性質を害しやすいことから、固溶化処理温度を９４０℃〜１０５０℃とする。なお、固溶化処理時間としては、例えば、０．５〜３時間で十分である。
本発明の析出強化型ステンレス鋼は、マルテンサイト変態開始点（Ｍｓ点）が比較的低いため固溶化処理時の冷却のみでは完全なマルテンサイト組織が得られず、オーステナイト組織が多く残留し、耐力が低下するので、固溶化処理にて、室温まで冷却したのち、さらに−５０℃〜−１００℃でサブゼロ処理を必要に応じて行う。サブゼロ処理の処理時間としては、例えば、０．５〜３時間とすることができる。サブゼロ処理を行うことによって残留オーステナイトを減少させ、耐力などの機械的特性を改善できる。

固溶化処理もしくはサブゼロ処理の後、高強度、高靭性をバランス良く得るために、４８０℃〜５５０℃で時効処理（析出強化処理）を行う。時効処理温度は、４８０℃未満であると強度は高いが延性が低くなる場合があり、一方５５０℃を超えると、強度が低下する場合がある。なお、時効処理時間は１〜２４時間の保持で十分である。
本発明の析出強化型ステンレス鋼は、上述の製造方法により、常温での引張試験において伸びが７．５％以上、０．２％耐力が１６００ＭＰａ以上、引張強さが１７００ＭＰａ以上の機械的特性を得ることができる。また、上述の製造方法により、破壊靭性が４０ＭＰａ・ｍ^１／２以上の特性を有することもできることから、航空機用部品等に安定的に用いることが可能となる。

なお、本発明の析出強化型ステンレス鋼において、介在物や成分偏析等が問題となる航空機用部品や発電用部品へ本発明の析出強化型ステンレス鋼を量産的に製造する場合、その溶解方法として、真空溶解を適用するのが好適である。真空溶解に続き、真空アーク再溶解やエレクトロスラグ再溶解等の再溶解法を適宜組合わせるのが良い。
また、上述の熱処理を行うには、前述の溶解の後、鍛造やプレス等の熱間塑性加工を行った素材を用いて熱処理を行う。その場合、本発明の析出強化型ステンレス鋼を実際の製品に熱処理を行うときには、時効処理前に製品形状に近い形状に機械加工を行った後に時効処理を行うのが良い。
また、熱間塑性加工を行う場合、その加工比は３以上であることが好ましい。加工比が３未満であると、０．２％耐力の低下が顕著となる場合があるためである。なお、加工比は、加工前の被加工材断面積／加工後断面積で求めるものとする。
ここで、例えば、加工前の被加工材が鋼塊とすると、鋼塊にはテーパが形成されている場合が多い。その場合、鋼塊上下の両端部で断面積が異なるため、断面積は平均断面積として計算する。

（実施例１）
以下の実施例で本発明をさらに詳しく説明する。
真空溶解で１０ｋｇ鋼塊を作製した。鋼塊にはテーパが形成されていたため、鋼塊の上部と下部の断面積を求め、その和を２で除して求めた平均断面積は５６２５ｍｍ^２であった。鋼塊の化学組成を表１に示す。なお、表１中に示した元素以外はＦｅ及び不純物である。代表的な不純物元素のＣｕ、Ｐ、Ｓ、Ｏ、Ｎの含有量はそれぞれ、０．１％以下、０．０１５％以下、０．００２５％以下、０．００５％以下、０．００５％以下であった。
なお、以下の表１及び表２で示す従来例Ｎｏ．３１は、特許文献３から抜粋した数値であって、特許文献３の表１に示したＮｏ．３２合金の組成と、１０８５℃×１時間、油冷の固溶化処理後、−７５℃×２時間のサブゼロ処理、３８５℃×２時間の時効処理、空冷（２回）後の機械的特性値を示すものである。
また、従来例Ｎｏ．３２は、特許文献１から抜粋した数値であって、特許文献１のＴＡＢＬＥ１に示されている材料の一つの組成と、８５０℃×２０分の固溶化処理後、４７５℃×２４時間の時効処理後の機械的特性値示すものである。
さらに従来例Ｎｏ．３３は、特許文献２から抜粋した数値であって、特許文献２の第１表に示されている鋼種Ｎの組成と、９００℃×１時間、空冷の固溶化処理後、５００℃×５時間、空冷の時効処理後の機械的特性値である。
また、従来例Ｎｏ．３４は、低合金高抗張力鋼であるＡＩＳＩ４３４０として非特許文献１から抜粋した数値であって、非特許文献１のＴａｂｌｅIIIに示されている１１３３Ｋ ＤＯＱＴ−ｓｔｅｅｌ ３Ｒの組成と機械的特性値である。

表１に示す本発明及び比較例の鋼塊を１０５０℃に加熱を行った後、鍛造を行って、Ｎｏ．１４合金及びＮｏ．１５合金以外は４５ｍｍ幅×２０ｍｍ厚みの平角素材とした。また、Ｎｏ．１４合金は３８ｍｍ×３８ｍｍの角型素材とし、Ｎｏ．１５合金は６５ｍｍ幅×３０ｍｍ厚の平角素材を作製した。なお、加工比（＝鋼塊平均断面積／鍛造後断面積）を計算すると、Ｎｏ．１４合金及びＮｏ．１５合金以外は６．２５であった。Ｎｏ．１４合金の加工比は３．９０であり、Ｎｏ．１５合金の加工比は２．８８であった。
次に作製した各鍛造素材の熱処理を行った。熱処理は、固溶化処理、サブゼロ処理、時効処理と連続して行った。固溶化処理は、大気炉にて、９５０℃、１０００℃及び１０５０℃のいずれかの温度で１時間保持した後、油中で冷却した。サブゼロ処理は、ドライアイスとエタノールを用いて、−７５℃で２時間保持した。時効処理は、大気炉にて、５００℃、５１０℃、５２０℃及び５３０℃の何れかの温度で１６時間保持した後、大気中で冷却した。
固溶化処理後の断面金属組織を塩化第二鉄の水溶液にてエッチング処理して観察した。金属組織観察結果として、Ｎｏ．２合金及びＮｏ．２３合金の光学顕微鏡写真をそれぞれ図１及び図２に示す。
また、上述の熱処理後の素材から平行部直径６．３５ｍｍ、ゲージ長さ２５．４ｍｍの丸棒引張試験片を作製し、ＡＳＴＭ Ｅ８に基づいて常温において引張試験を行い、０．２％耐力、引張強さ、伸び及び絞りを測定した。測定結果を表２に示す。また、表２中には固溶化処理及び時効処理の温度を示す。
なお、金属組織観察の結果、本発明Ｎｏ．２合金においては図１に示すようにδフェライト相は観察されなかったが、Ｎｏ．２３合金では、図２に示すように、固溶化処理後に鍛造方向に方向性を持ったδフェライトの残存が確認されたため、引張試験は実施しなかった。

表２より、本発明の析出強化型ステンレス鋼に対して適切な熱処理を行うことにより、引張強さと延性を維持しつつ０．２％耐力が従来鋼Ｎｏ．３１合金よりも高くなることが確認される。
一方、比較例のＮｏ．２１合金はＭｏが添加されていないため延性が低いことが確認され、また、Ｎｏ．２２合金は式（１）を満たさないため、強度が非常に低い値である。Ｎｏ．２２合金の固溶化処理後の素材より試料を採取し電解研磨で仕上げた後、Ｘ線回折法により残留オーステナイト量を測定した結果、体積率で３０．１％と大量の残留オーステナイトが残存していることを確認した。また、Ｎｏ．２２合金の金属組織を図３に示す。Ｘ線回折法と金属組織観察の結果から、固溶化処理時の急冷処理でマルテンサイト変態が十分でなく大量の残留オーステナイトが残存したため強度が非常に低い値となったと考えられる。Ｎｏ．２３合金においては、式（２）を満たさないため、固溶化処理後にδフェライトが残存したと考えられる。Ｎｏ．２４合金に関してはＡｌ量が多く、また、（Ａｌ＋Ｔｉ）量も多いため延性が十分ではなく引張試験中に掴み部より破断した。従来例のＮｏ．３２合金の結果は、延性に寄与する要因がＭｏだけでなく、ＮｉとＡｌおよび／もしくはＴｉとの金属間化合物の析出相の構造や量にもあることを示唆すると考えられる。従来例のＮｏ．３３合金の結果は、Ｔｉ量が２．５％と比較的高くＣｒ量が少なく、かつ式（４）の値が３．０と高いにもかかわらず著しく強度低下しており、このことは析出相の析出量に臨界的な上限があることを示唆するととらえることができる。
また、比較的合金組成が近似するＮｏ．１１合金、Ｎｏ．１４合金及びＮｏ．１５合金を対比すると、加工比が３未満になると引張特性、特に０．２％耐力が低下することが確認された。

（実施例２）
実施例１で用いた本発明のＮｏ．１合金、Ｎｏ．２合金、Ｎｏ．３合金、Ｎｏ．４合金、Ｎｏ．１０合金、Ｎｏ．１１合金及びＮｏ．１３合金の熱処理後の素材から１５ｍｍ×３６ｍｍ×３８．５ｍｍのコンパクトテンション型試験片を作製し、ＡＳＴＭ Ｅ３９９に基づいて破壊靭性を測定した。測定結果を表３に示す。また、表３中には固溶化処理、時効処理の温度及び式（５）の値を示す。

表３より、本発明の析出強化型ステンレス鋼において式（５）で示すＮｉ／（Ａｌ＋Ｔｉ）が４．５以上の場合は破壊靭性が４０ＭＰａ・ｍ^1/2以上の優れた特性が得られることがわかる。

（実施例３）
実施例１で用いたＮｏ．１１合金及びＮｏ．１３合金の熱処理後の素材及び低合金系高抗張力鋼のＡＩＳＩ４３４０相当材を３５℃、５％塩化ナトリウム溶液での塩水噴霧試験で７２時間後の発錆状況観察を行った。観察結果を表４に示す。Ｎｏ．１１合金及びＮｏ．１３合金においては、試験を２０００時間まで延長し、発錆状況観察を行ったが、発錆は確認されなかった。

表４より、本発明の析出強化型ステンレス鋼は、従来の低合金高抗張力鋼と比較し耐食性が優れていることがわかる。

（実施例４）
実施例１で用いたＮｏ．１１合金及びＮｏ．１３合金の熱処理後の素材から全長１１０ｍｍ、評価部の直径５．００ｍｍ、切欠き係数Ｋｔ＝１．０の丸棒疲労試験片を作製し、ＡＳＴＭ Ｅ４６６にしたがって常温環境、応力比０．１で応力制御軸力疲労試験を行った。
試験片が破断したときのサイクル数を測定し、試験で得られた破断したサイクル数と試験片にかけた最大応力をまとめたものを表５に示す。加えて、非特許文献２に記載されているＡＩＳＩ４３４０材の疲労曲線、１５−５ＰＨステンレス鋼の疲労曲線とＮｏ．１１、Ｎｏ．１３の疲労試験結果をまとめたものを図４に示す。

図４より、本発明の析出強化型ステンレス鋼は、従来の低合金高抗張力鋼やステンレス鋼と比較し疲労特性が優れていることがわかる。

本発明は０．２％耐力、引張強さに優れ、更に優れた耐食性も兼備する高強度ステンレス鋼であるため、高い強度が必要な航空機用脚材及び宇宙航空機一次構造部材、例えばフラップトラックレール、スラットトラックレール、ファスナーなどの締結部材、種々のアクチュエータ、ドアヒンジ、エンジン部品等に好適である。その他の用途としては、発電プラント用タービンブレード材、エンジン用シャフト材、ゴルフクラブのヘッドなどのスポーツ用品、または自転車部品、自動車部品、船舶部品などへの適用も期待できる。

Claims (11)

1. 質量％で、Ｃ：≦０．２％、７％≦Ｎｉ≦１４％、０％≦Ｃｏ≦３．５％、９．５％≦Ｃｒ≦１４％、０．５％≦Ｍｏ≦３％、０．２５％＜Ａｌ＜１％、０．７５％＜Ｔｉ≦２．５％、残部はＦｅ及び不純物からなり、かつ、下記式（１）乃至（４）：
   式（１） １２６０−６５Ｎｉ−２０Ｃｏ−４０Ｃｒ≧０
   式（２） ６７０＋７５Ｎｉ＋４０Ｃｏ−１００Ｃｒ≧０
   式（３） ０．１２５≦（Ａｌ／Ｔｉ）≦１．２５
   式（４） １．４５≦（Ａｌ＋Ｔｉ）≦２．９５
   （ただし、式中のＮｉ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ａｌ及びＴｉは質量％での値で計算）の全てを満足することを特徴とする析出強化型ステンレス鋼。
2. 式（５） ４．５≦Ｎｉ／（Ａｌ＋Ｔｉ）
   （ただし、式中のＮｉ、Ａｌ及びＴｉは質量％での値で計算）を満足することを特徴とする請求項１に記載の析出強化型ステンレス鋼。
3. 式（４）が、２．１≦（Ａｌ＋Ｔｉ）≦２．５５であることを特徴とする請求項１または２に記載の析出強化型ステンレス鋼。
4. 式（３）が、０．３５≦（Ａｌ／Ｔｉ）≦０．６５であることを特徴とする請求項１乃至３の何れかに記載の析出強化型ステンレス鋼。
5. 質量％で、Ｓｉ≦０．１％、Ｍｎ≦０．１％、Ｃｕ≦０．１％、Ｐ≦０．０３％、Ｓ≦０．００８％、Ｏ≦０．００５％、Ｎ≦０．０１％であることを特徴とする請求項１乃至４の何れかに記載の析出強化型ステンレス鋼。
6. 常温での引張試験における伸びが７．５％以上であることを特徴とする請求項１乃至５の何れかに記載の析出強化型ステンレス鋼。
7. 常温での引張試験における０．２％耐力が１６００ＭＰａ以上及び引張強さが１７００ＭＰａ以上であることを特徴とする請求項１乃至６の何れかに記載の析出強化型ステンレス鋼。
8. 破壊靭性が４０ＭＰａ・ｍ^１／２以上であることを特徴とする請求項１乃至７の何れかに記載の析出強化型ステンレス鋼。
9. 少なくとも溶解と熱間塑性加工を行った請求項１乃至５の何れかに記載の組成よりなる析出強化型ステンレス鋼を９４０℃〜１０５０℃で固溶化処理した後、さらに４８０℃〜５５０℃で時効処理を行う析出強化型ステンレス鋼の製造方法。
10. 固溶化処理に次いで−５０℃〜−１００℃でサブゼロ処理を行う請求項９に記載の析出強化型ステンレス鋼の製造方法。
11. 熱間塑性加工の加工比が３以上であることを特徴とする請求項９または１０に記載の析出強化型ステンレス鋼の製造方法。
    

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