(57)【要約】  質量基準で、0.08〜0.18％のC、1.5％以下のSi、2.0％以下のMn、0.005〜0.4％のS、13.5〜16.5％のCr、3.0〜5.5％のNi、0.5〜2.8％のCu、1.0〜2.0％のNb、及び0.12％以下のNを含有し、かつC、N及びNbの含有量が−0.2≦9（C％＋0.86N％）−Nb％≦1.0の条件を満たし、残部がFe及び不可避的不純物からなる組成を有し、焼戻しマルテンサイトを主体とする基地に平均粒径が0.1〜0.4μｍのCu析出物が分散した組織を有する析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋳鋼。
2008123159.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量基準で、0.08〜0.18％のC、1.5％以下のSi、2.0％以下のMn、0.005〜0.4％のS、13.5〜16.5％のCr、3.0〜5.5％のNi、0.5〜2.8％のCu、1.0〜2.0％のNb、及び0.12％以下のNを含有し、かつC、N及びNbの含有量が−0.2≦9（C％＋0.86N％）−Nb％≦1.0の条件を満たし、残部がFe及び不可避的不純物からなる組成を有し、焼戻しマルテンサイトを主体とする基地に平均粒径が0.1〜0.4μｍのCu析出物が分散した組織を有することを特徴とする被削性に優れた析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋳鋼。
【請求項２】
請求項1に記載の析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋳鋼において、前記組織における残留オーステナイトの面積率が10％以下であることを特徴とする析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋳鋼。
【請求項３】
請求項1又は2に記載の析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋳鋼において、1.0質量％以下のMo及び／又は1.0質量％以下のWを含有することを特徴とする析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋳鋼。
【請求項４】
請求項1〜3のいずれかに記載の析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋳鋼において、常温での0.2％耐力が880 MPa以上であることを特徴とする析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋳鋼。
【請求項５】
請求項1〜4のいずれかに記載の析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋳鋼において、焼入れ後に、550℃〜T℃（ただしT＝710−27Ni％）の温度で焼戻し処理を施することにより得られたことを特徴とする析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋳鋼。
【請求項６】
被削性に優れた析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋳鋼を製造する方法において、質量基準で、0.08〜0.18％のC、1.5％以下のSi、2.0％以下のMn、0.005〜0.4％のS、13.5〜16.5％のCr、3.0〜5.5％のNi、0.5〜2.8％のCu、1.0〜2.0％のNb、及び0.12％以下のNを含有し、かつC、N及びNbの含有量が−0.2≦9（C％＋0.86N％）−Nb％≦1.0の条件を満たし、残部がFe及び不可避的不純物からなる組成を有するステンレス鋳鋼を鋳造し、焼入れ後に、550℃〜T℃（ただしT＝710−27Ni％）の温度で焼戻し処理を施すことを特徴とする方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、良好な鋳造性及び高い強度を有するとともに焼戻し状態で優れた被削性を有し、機械部品及び構造用部品に適する析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋳鋼、及びその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
高強度が要求される機械部品及び構造用部品に好適なステンレス鋳造材として、従来からSCS、SCH等が知られている。SCSは、Cu、Al等を含有し、焼入れ又は固溶化熱処理（以下まとめて「焼入れ処理」という）により基地組織の主相をマルテンサイトとした後、焼戻し又は時効処理（以下まとめて「焼戻し処理」という）によりマルテンサイト基地にCu、Al等からなる析出物や金属間化合物を生成させることにより所望の強度、硬度、靭性、耐食性、耐摩耗性等を付与した析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋳鋼である。なかでもJIS G5121のSCS24は、析出硬化元素としてCuを含有する代表的な析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋳鋼であり、自動車、船舶、建設土木機械、化学プラント、産業機械等の機械部品や構造用部品に広く使用されている。しかし、析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋳鋼は、高い硬度及び強度を有するが被削性（機械加工性）に劣る。【０００３】
SCS24と同様に強度、硬度、靭性、耐食性及び耐摩耗性を備えた析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼としてSUS630も知られているが、焼戻し（時効）状態ではマルテンサイト基地に析出物が分散した組織を有し、高い硬度及び強度を有するために、鍛造、圧延、押出等の塑性加工性（冷間加工性及び温間加工性）及び被削性に劣る。従って、焼入れ状態のSUS系鋼種に加工量の大きな塑性加工又は機械加工を施した後で、焼戻しを施している。【０００４】
析出硬化型のSUS系鋼種の加工性を改善するために、例えば、(a) Cを0.03〜0.05％、Nを0.025〜0.035％に低減することにより焼入れ後の硬度を低下させて加工性を向上させたり、(b) 少量のS又はSeを添加して硫化物又はセレン化物を析出させることにより被削性を改善したり、(c) 組成範囲の最適化とともに、圧延時に焼鈍したり、焼入れ条件を最適化することにより焼入れ後の硬度を低くして、加工性を向上させたりすることが提案されている。【０００５】
しかし、SUS系鋼種用の上記方法はSCS系鋳鋼の被削性改善には適さない。マルテンサイト基地への侵入型固溶元素であるC及びNの低減は、マルテンサイトの硬度を低減するが、鋳造性を著しく低下させる。特に複雑又は薄肉形状を有する鋳鋼では、Cが少ないと良好な湯流れ性が確保できず、湯境や不廻り等の湯廻り欠陥が生じる。またS又はSeの添加だけでは十分な被削性の改善は得られない。また上記方法はいずれも焼入れ後の加工性を改善するが、焼戻し後の加工性を配慮していない。【０００６】
最終製品に近い形状（ニアネットシェイプ）に鋳造された析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋳鋼には通常、焼入れ後に荒加工を施こし、焼戻し処理により高い硬度及び強度や耐摩耗性等を付与した後、焼戻し処理で生じたスケール及び歪みを除去するとともに、所望の表面粗さ及び寸法精度を得るための仕上げ加工を行う。従って、析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋳鋼にとって、焼入れ後のみならず焼戻し後の被削性が重要である。【０００７】
特開2004-332020号は、質量基準で0.005〜0.030％のC、0.1〜0.5％のSi、0.1〜0.7％のMn、5〜6％のNi、15〜17％のCr、0.5〜1.5％のMo、2〜5％のCu、0.10〜0.40％のNb、及び0.005〜0.030％のNを含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなる組成を有し、(1) 比較的低温から焼入れてC及びNの固溶量の少ない低歪みマルテンサイト組織とした後、(2) 700〜800℃と高い温度で15分〜20時間保持した後室温まで冷却する第一の時効処理により、析出硬化元素であるCuを粗大化させて硬化能を失わせ、さらに(3) マルテンサイト相から生成する逆変態オーステナイト量が最大となる600〜680℃に15分〜20時間保持した後室温まで冷却する第二の時効処理により、低硬度の逆変態オーステナイトを30体積％以上析出させてオーステナイト同士を連結させることにより焼戻し後の被削性を改善したSUS系の析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼を提案している。この析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼では、C及びN含有量を低減することにより固溶化熱処理後の硬度を抑えるとともに、(1)〜(3) の組織制御を行うことにより、被削性に優れた組織を得ている。【０００８】
しかしこの析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼では、硬度を低下するためにC含有量を0.03質量％以下としているので、鋳造性が悪い。また被削性を改善するために30体積％以上と多量の逆変態オーステナイトを析出させたので、切削加工を施すと、加工誘起マルテンサイト変態により被削性が著しく低下してしまうという問題もある。その上、固溶化熱処理（焼入れ処理に相当）の後、通常より高い温度で第一及び第二の時効処理（焼戻し処理に相当）を行うので、熱処理回数が多いだけでなく、多くの熱エネルギーを要し、矯正が困難な熱処理歪を生じ易く、製造コストが高くなるという問題もある。【０００９】
このようにSUS系の析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼では、焼入れ状態での加工性の向上を目指した種々の試みがされ、焼戻し状態での被削性の改善を狙った提案もなされている（特開2004-332020号）。しかし、SCS系の析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋳鋼において焼戻し状態での被削性を改善する提案は見当たらない。
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１０】
従って本発明の目的は、良好な鋳造性及び高い強度を有するとともに、焼戻し状態で優れた被削性を有する析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋳鋼、及びその製造方法を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【００１１】
上記目的に鑑み鋭意研究の結果、本発明者等は、組成範囲を最適化するとともに、焼戻し温度を制御して、焼戻しマルテンサイトを主体とする基地組織にCu析出物が分散した組織とすることにより、良好な鋳造性と高強度を有するとともに焼戻し状態での被削性が大幅に改善した析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋳鋼が得られることを発見し、本発明に想到した。【００１２】
すなわち、本発明の被削性に優れた析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋳鋼は、質量基準で、0.08〜0.18％のC、1.5％以下のSi、2.0％以下のMn、0.005〜0.4％のS、13.5〜16.5％のCr、3.0〜5.5％のNi、0.5〜2.8％のCu、1.0〜2.0％のNb、及び0.12％以下のNを含有し、かつC、N及びNbの含有量が−0.2≦9（C％＋0.86N％）−Nb％≦1.0の条件を満たし、残部がFe及び不可避的不純物からなる組成を有し、焼戻しマルテンサイトを主体とする基地に平均粒径が0.1〜0.4μｍのCu析出物が分散した組織を有することを特徴とする。【００１３】
前記組織における残留オーステナイトの面積率は10％以下であるのが好ましい。【００１４】
本発明の析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋳鋼はさらに1.0質量％以下のMo及び／又は1.0質量％以下のWを含有してもよい。【００１５】
本発明の析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋳鋼は、焼戻し状態で880 MPa以上の常温での0.2％耐力を有するのが好ましい。【００１６】
本発明の析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋳鋼は、焼入れ後に、550℃〜T℃（ただしT＝710−27Ni％）の温度で焼戻し処理を施こすことにより得られる。【００１７】
被削性に優れた析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋳鋼を製造する本発明の方法は、質量基準で、0.08〜0.18％のC、1.5％以下のSi、2.0％以下のMn、0.005〜0.4％のS、13.5〜16.5％のCr、3.0〜5.5％のNi、0.5〜2.8％のCu、1.0〜2.0％のNb、及び0.12％以下のNを含有し、かつC、N及びNbの含有量が−0.2≦9（C％＋0.86N％）−Nb％≦1.0の条件を満たし、残部がFe及び不可避的不純物からなる組成を有するステンレス鋳鋼を鋳造し、焼入れ後に、550℃〜T℃（ただしT＝710−27Ni％）の温度で焼戻し処理を施すことを特徴とする。
【発明の効果】
【００１８】
組成範囲及び焼戻し温度を最適化して得られた本発明の析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋳鋼は、焼戻しマルテンサイトを主体とする基地組織に所望の大きさのCu析出物が分散した組織を有するので、高い強度とともに焼戻し状態で優れた被削性を有する。しかも0.08質量％以上のCを含有しているので、良好な鋳造性を有し、複雑及び／又は薄肉の形状を有する鋳造品でも鋳造欠陥を抑えて歩留り良く製造することができる。このような特徴を有する本発明の析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋳鋼は、鋳造歩留りが高く、熱処理工程でエネルギーを節約できるとともに熱処理歪を抑制でき、かつ大幅な加工能率の向上及び工具の長寿命化を可能とする。
【図面の簡単な説明】
【００１９】
【図１】本発明の鋳鋼Fの焼戻し温度と0.2％耐力、引張強さ及び残留オーステナイトの面積率との関係を示すグラフである。
【図２】Ni含有量とAs点の実測値との関係を示すグラフである。
【図３（ａ）】湯流れ試験型内の湯道及び湯口の形状を示す概略平面図である。
【図３（ｂ）】図3(a) のA-A断面図である。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２０】
本発明の析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋳鋼は、13.5〜16.5質量％のCr及び3.0〜5.5質量％のNi含有し、かつC、N及びNbの含有量が−0.2≦9（C％＋0.86N％）−Nb％≦1.0の条件を満たす。そのため、降温時のマルテンサイト変態開始温度（Ms点）及びマルテンサイト変態完了温度（Mf点）のいずれも常温以上にあり、鋳放し状態では焼入れマルテンサイト（オーステナイトから変態）を主相とし、少量のδフェライト相及び残留オーステナイト相を含有する基地組織に、Nb（CN）共晶炭窒化物、硫化物及びCr炭化物等を含んだ組織となる。鋳放し状態の鋳鋼は、結晶粒界に粗大なCr炭化物が析出しているため靭性に乏しく、脆くて切削等の機械加工が困難である。【００２１】
靭性を向上するために、鋳造後900〜1050℃に加熱した後に水、油、空気等で急冷する焼入れ処理を施す。焼入れ処理により、オーステナイトは焼入れマルテンサイトに変態し、Cr炭化物は焼入れマルテンサイト基地に固溶し、組織の均質化が図られる。その結果鋳鋼の靭性は荒加工できる程度に向上する。しかし、靱性はまだ十分ではなく、また引張強さ及び0.2％耐力も低い。その上、比較的高温の焼入れ処理による熱歪や、荒加工による変形が残留している。このままでは大きな靭性及び高強度が要求される機械部品及び構造用部品には使用できないので、更なる靭性の付与と歪の除去を目的にした焼戻し処理を施す。【００２２】
図1は、実施例1における鋳鋼Fについて、焼戻し温度と常温での0.2％耐力、引張強さ及び残留オーステナイトの面積率との関係を示す。強度及び残留オーステナイトの面積率は、焼戻し温度に応じて大きく変化し、約450℃の焼戻し温度で最大の強度が得られ、約620℃の焼戻し温度で残留オーステナイトの最大面積率が得られる。【００２３】
本発明の鋳鋼を400℃以上の温度で焼戻すと、マルテンサイト中の転位の消滅により焼入れマルテンサイトが焼戻しマルテンサイトに変化するとともに、基地組織中に所謂Cuリッチ相と称される微細なCu析出物が生成し、鋳鋼の硬度及び強度が向上する。なお特に断りがない限り、鋳放し状態のマルテンサイト及び焼入れ状態のマルテンサイトを「焼入れマルテンサイト」と呼び、焼戻し状態のマルテンサイトを「焼戻しマルテンサイト」と呼ぶ。焼戻し温度の上昇にともないCuによる析出硬化が促進され、約450℃で硬度及び強度は最大となり、それを超える温度ではCu析出物が粗大化し、かえって硬度及び強度が低下する。最大の硬度及び強度を発現する温度を「焼戻しピーク温度」と呼ぶ。【００２４】
焼戻し温度を約550℃以上とすると、焼戻しマルテンサイトから逆変態オーステナイトが生成する。逆変態オーステナイトは冷却中に焼入れマルテンサイトに変態する。逆変態オーステナイト中には成分偏析部があり、その部分ではMs点が低下するので、常温まで冷却しても逆変態オーステナイトは残留する。逆変態オーステナイトは軟らかく、鋳鋼の硬度及び強度を低下させる。本明細書では特に断らない限り、鋳放し状態及び焼入れ状態の組織に残留するオーステナイト、及び焼戻し後に常温まで冷却しても残留する逆変態オーステナイトを、「残留オーステナイト」と総称する。【００２５】
図1に示す鋳鋼では、約600℃の焼戻し温度から残留オーステナイトが急激に増加し、0.2％耐力は大きく低下するが、引張強さは僅かしか低下しない。これは、残留オーステナイトの増加により0.2％耐力は著しく低下するが、常温引張試験による残留オーステナイトの加工誘起マルテンサイト変態により引張強さが幾分発現するためであると考えられる。このように、耐力の低下はCu析出物の粗大化だけでなく、残留オーステナイトの増大により起こる。【００２６】
焼戻し温度をさらに高くすると、約620℃で残留オーステナイトが最多となる。従って、約620℃に鋳鋼Fのオーステナイト変態開始温度（As点）があると考えられる。As点以上の温度ではほとんどのCu析出物は基地に固溶し、組織も均一化する。そのため、冷却中にほとんどの逆変態オーステナイトは焼入れマルテンサイトに変態し、焼入れマルテンサイトを主相とした組織となる。As点以上の温度で焼戻し処理すると、常温での残留オーステナイトは減少するが、鋳放し状態又は焼入れ状態の組織に戻ってしまい、焼戻し処理の効果は消滅する。【００２７】
焼戻しピーク温度では微細なCu析出物の析出硬化により鋳鋼の硬度及び強度は最大になるが、被削性は焼入れ状態に比べて著しく低い。被削性を改善するために焼戻しピーク温度より低いか高い温度で焼戻し処理することが考えられるが、焼戻しピーク温度より低温だと焼戻し処理の本来の目的（析出硬化による強度及び靭性の付与と歪及び変形の除去）を達成できず、また焼戻しピーク温度より高過ぎる温度だとCu析出物の再溶解、及び焼入れマルテンサイト及び残留オーステナイトの多量生成により焼戻し効果が得られない。鋳鋼の被削性は、残留オーステナイトを多量に含むことにより加工誘起マルテンサイト変態が生じるために、低下する。【００２８】
焼戻し温度と強度及び組織との関係について鋭意研究の結果、組成範囲を最適化するとともに、焼戻しピーク温度より高い適切な温度で焼戻し処理すると、鋳鋼組織が最適に制御され、良好な鋳造性及び高い強度を保持したまま、被削性を大幅に改善できることが分った。最適な鋳鋼組織は、マルテンサイト中の転位の消滅により焼入れマルテンサイトから変化した軟らかい焼戻しマルテンサイトを主体とする基地に、適切な大きさのCu析出物が分散したものである。最適なCu析出物の大きさを検討したところ、Cu析出物の平均粒径が0.1〜0.4μｍであれば、被削性が大幅に向上することが分かった。優れた被削性を得るには、鋳鋼組織中の残留オーステナイトの面積率は10％以下であるのが好ましい。【００２９】
上記鋳鋼組織を得るには、(a) 焼戻し温度の下限を焼戻しピーク温度より高い550℃とする必要があり、(b) 焼戻し温度の上限TをAs点より低い温度とする必要があるが、As点は本発明の鋳鋼ではNi含有量に大きく依存するので、上限TをNi含有量に応じて決める必要があることが分った。鋭意研究の結果、焼入れマルテンサイトの再生成を抑えて焼戻しマルテンサイトを主体とする基地組織を維持しながら、残留オーステナイトの生成を極力抑制するとともに、Cu析出物の再溶解を阻止するために、焼戻し温度の上限Tは（710−27Ni％）により決まる温度とする必要があることが分った。この温度範囲で焼戻し処理を施せば、焼戻しマルテンサイトを主体とする基地組織に、平均粒径が0.1〜0.4μｍのCu析出物が分散した組織を有し、被削性が大幅に改善された析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋳鋼が得られる。焼戻し後に、優れた被削性を利用して、スケールや歪みの除去、所望の表面粗さや寸法精度を得るための仕上げ加工を行う。【００３０】
[1] 組成
本発明の析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋳鋼では、成分元素の僅かな変動でもマルテンサイト、δフェライト、及び残留オーステナイト、Nb（CN）共晶炭窒化物等の量が変動して組織が変化し、機械的性質及び被削性が影響を受ける。δフェライトが多量に晶出すると強度及び靭性が低下するほか、δフェライトの優先的な腐食のために耐食性も低下する。残留オーステナイトは上述の通り焼戻し状態での被削性を低下させる。適量のNb（CN）共晶炭窒化物が晶出すると鋳造性、強度及び靭性が向上するが、過剰では延性及び被削性が低下する。焼戻しマルテンサイトを主体とする組織を得るためには、焼戻し温度の最適化だけでなく、組成範囲の最適化が必要である。【００３１】
(1) 0.08〜0.18質量％のC
CはNとともにNbと結合して、Nb（CN）共晶炭窒化物を晶出させ、鋳鋼の強度及び靭性を向上させるとともに、凝固温度を低下させ、鋳造性（溶湯の流動性）を向上させる。良好な鋳造性により、複雑及び／又は薄肉の形状を有する鋳造品でも鋳造欠陥を抑えて歩留り良く製造することができる。本発明ではCを増加することにより良好な鋳造性を確保しているが、これはこの種の鋳鋼の被削性改善のために従来から採用されてきたCの低減と正反対の考え方に基づく。良好な鋳造性のためには少なくとも0.08質量％のCが必要であるが、0.18質量％を超えるとCr等の炭化物やNb（CN）共晶炭窒化物が増加し、またマルテンサイト基地へのCの固溶も多くなって基地が硬化し、切削抵抗が増大する（被削性が低下する）。従って、Cの含有量は0.08〜0.18質量％とし、好ましくは0.10〜0.15質量％とする。【００３２】
(2) 1.5質量％以下のSi
Siは脱酸作用を有し、COガス等に起因するガス欠陥を防止して鋳造性を確保する。しかしSiが1.5質量％を超えると切削性が低下する。従って、Siは1.5質量％以下である。【００３３】
(3) 2.0質量％以下のMn
Mnは脱酸作用を有するとともに、非金属介在物を生成して被削性を改善する。しかしMnが2.0質量％を超えると靭性が低下し、また溶解炉の耐火材の侵食を助長して生産性及び製造コストを低下させる。従って、Mnは2.0質量％以下である。【００３４】
(4) 0.005〜0.4質量％のS
極微量のSはMn及びCrの硫化物［MnS又は（Mn・Cr）S］を生成し、被削性を向上させるとともに、溶湯の流動性を向上させる。このような効果を得るためにSは0.005質量％以上必要であるが、0.4質量％を超えると靭性が低下する。このため、Sは0.005〜0.4質量％とする。【００３５】
(5) 13.5〜16.5質量％のCr
Crは耐食性を付与するために必須の元素であるとともに、Niとの組合せで基地組織をマルテンサイトにして強度を高める作用を有する。このような効果を得るには、Crは13.5質量％以上必要である。しかし、Crが16.5質量％を超えると、Cr炭化物が増加して延性及び被削性が低下するとともに、δフェライトが増加して強度及び靭性が低下し、さらに焼入れ処理時に残留オーステナイトが増加して被削性が低下する。このため、Crは13.5〜16.5質量％とする。【００３６】
(6) 3.0〜5.5質量％のNi
Niは、Crとの組合せにより、鋳鋼の強度、靭性及び耐食性を向上させる。Niは特に重要な元素であり、その含有量により本発明の鋳鋼の組織及び特性が大きく左右される。Niは基地のマルテンサイト化により強度、靭性及び耐食性を向上させる。このような効果を得るためには、Niは3.0質量％以上必要である。しかし、Ms点を低下させるNiを多量に含有すると、マルテンサイト変態が起こりにくくなり、鋳放し状態及び焼入れ状態のみならず焼戻し状態でも残留オーステナイトが増加し、被削性を低下させるとともに、析出硬化能が小さくなって十分な強度及び靭性が得られにくくなる。特に、焼戻し処理で逆変態オーステナイトが増加し、焼戻し処理の冷却時に逆変態オーステナイトから焼入れマルテンサイトへの変態が増加するので、被削性が著しく低下する。上記問題はNiが5.5質量％を超えると顕著になるので、Niの上限は5.5質量％とする。従って、Niは3.0〜5.5質量％とし、好ましくは3.3〜5.0質量％とする。【００３７】
(7) 0.5〜2.8質量％のCu
Cuは、焼戻し処理によりマルテンサイト基地よりCu析出物（Cuリッチ相）を析出させて硬度及び強度を増大させるとともに、比較的大きな粒径のCu析出物の析出により被削性を改善する。Cuはさらにステンレス鋳鋼の耐食性を改善する。このような効果を得るには、Cuは0.5質量％以上必要である。しかしCuが多過ぎると、析出硬化が過剰になるだけでなく、焼入れ時にCuの粒界偏析による脆化が顕著となり、Cuの粒界偏析が開始する温度も低下する。一方、鋳鋼でミクロ偏析を解消するには焼入れ処理（固溶化熱処理）しかなく、特にミクロ偏析が発生しやすい厚肉鋳物では焼入れ温度を極力高くするのが望ましい。このように、Cuの粒界偏析抑制のためには焼入れ温度を低くしなければならないが、ミクロ偏析解消のためには高くしなければならないという矛盾した要求がある。過剰な析出硬化の抑制、粒界偏析の抑制及びミクロ偏析の抑制のために、Cu含有量の上限は2.8質量％とする。Cuが2.8質量％を超えると、上記の理由により、被削性及び延性の低下が顕著となる。従って、Cuは0.5〜2.8質量％とし、好ましくは0.8〜2.5質量％とする。【００３８】
(8) 1.0〜2.0質量％のNb
NbはC及びNと結合してNb（CN）共晶炭窒化物を晶出させ、鋳鋼の強度を高める。またNbは湯流れ性を改善するとともに、引け巣、引き割れ（熱間亀裂）等の鋳造欠陥を防止する。さらにNbはCr炭化物等の粗大炭化物の析出を抑制し、延性の低下を抑え、被削性を確保する。このような効果を得るには、1.0質量％以上のNbが必要である。一方、Nbが2.0質量％を超えると、共晶炭窒化物が過剰となり、かえって被削性を低下させ、また過剰なNbの偏析により鋳鋼を脆化させる。従って、Nbは1.0〜2.0質量％とする。【００３９】
(9) 0.12質量％以下のN
NはCとともにNbと結合してNb（CN）共晶窒化物を晶出し、鋳鋼の強度、耐食性及び鋳造性を向上させる。またNは強度及び靭性を劣化させるδフェライトの生成を抑制する。上記効果を得るために、Nは0.12質量％以下とする。Nが0.12質量％を超えると、Nb（CN）共晶炭窒化物の過剰な晶出により靭性が低下する。N含有量の下限は限定的でないが、0.005質量％以上であれば上記効果は顕著になる。【００４０】
(10) −0.2≦9（C％＋0.86N％）−Nb％≦1.0
本発明の鋳鋼の鋳造時に粒界に晶出したNb（CN）共晶炭窒化物は、焼入れ及び焼戻しを施しても消滅しないので、焼戻しピーク温度より高い温度で焼戻し処理を施しても、強度が大幅に低下することはない。Nbが共晶炭窒化物としてC及びNを固定するので、C及びNがマルテンサイト基地に固溶してMs点を低下することによる残留オーステナイトの増加を抑制できる。Nb（CN）共晶炭窒化物の生成を適切に制御するには、C、N及びNbの含有量のバランスが重要である。このバランスの程度は［9（C％＋0.86N％）−Nb％］（CNNb値）により表すことができる。CNNb値を−0.2〜1.0の範囲内に調整すると、適量のNb（CN）共晶炭窒化物により良好な鋳造性、強度及び被削性が得られる。CNNb値が1.0を超えると、C及びNに対してNbが不足するため、残留オーステナイトが増加して被削性及び強度が低下する。一方、CNNb値が−0.2未満では、C及びNに対してNbが過剰であり、Nbの偏析により鋳鋼は脆化する。従って、C、N及びNbの含有量は、−0.2≦9（C％＋0.86N％）−Nb％≦1.0の条件を満たす必要がある。【００４１】
(11) 1.0質量％以下のMo及び／又は1.0質量％以下のW
本発明の鋳鋼は、さらに1.0質量％以下のMo及び／又は1.0質量％以下のWを含有しても良い。Mo及びWはいずれも鋳鋼の強度を向上し、Moは更に耐食性を高める効果を有する。しかし、いずれも多過ぎると延性を低下させる。【００４２】
(12) 不可避的不純物
原料や溶解工程で混入するP、O等の不可避的不純物はいずれも0.05質量％以下であれば、被削性、強度及び靭性を著しく劣化させることはない。【００４３】
[2] 組織
(1) 焼戻しマルテンサイトを主体とする基地組織
焼入れ及び焼戻し後に得られた本発明の鋳鋼の基地組織が焼戻しマルテンサイトを主体（主相）とすれば、高強度を維持したまま、被削性を向上させることができる。「焼戻しマルテンサイトを主体とする」とは、基地組織中における焼戻しマルテンサイトの面積率が約70％以上であることを意味する。焼戻しマルテンサイトの他に、Nb（CN）共晶炭窒化物、及び少量のδフェライト、残留オーステナイト及び硫化物が存在しても良い。【００４４】
(2) 平均粒径が0.1〜0.4μｍのCu析出物
本発明の鋳鋼は、焼戻しマルテンサイトを主体とする基地組織中に平均粒径が0.1〜0.4μｍのCu析出物が分散した組織を有するので、析出硬化による高い強度と、大幅に向上した被削性とを有する。Cu析出物の大きさが強度に影響を及ぼす理由は必ずしも明確ではないが、(a) 比較的微細なCu析出物が多数析出した場合、組織に歪が生じて転位の動きが拘束され、硬度及び強度が上昇するが、(b) 粗大なCu析出物が少数析出した場合、転位の拘束が減少するとともに、軟らかいCuの成長により被削性が向上すると推察される。「平均粒径」は、電子顕微鏡写真の任意の3視野における10μｍ×10μｍの領域で、Cu析出物を大きい順に5個選出し、各Cu析出物粒子の短径Dsと長径Dlの平均値(Ds＋Dl)/2を求め、それを全15個の各Cu析出物粒子について平均した値である。なおCu析出物を大きい順に5個選出したのは、微細なCu析出物は被削性の向上にほとんど影響を及ぼさないからである。従って、平均粒径が0.1μｍに満たない微細なCu析出物も基地組織中に分散していても、「平均粒径が0.1〜0.4μｍのCu析出物が分散」という要件は満たされる。【００４５】
焼戻し処理後にCu析出物の平均粒径が0.1μｍでは被削性に劣る。一方、Cu析出物の平均粒径が0.4μｍを超えると、Cu析出物の基地への固溶が始まり、強度が低下する。従って、本発明の鋳鋼は、焼戻しマルテンサイトを主体とする基地組織中に平均粒径が0.1〜0.4μｍのCu析出物が分散した組織を有する必要がある。Cu析出物の平均粒径は焼戻し温度により制御される。Cu析出物の平均粒径が0.15〜0.3μｍであると、被削性はさらに向上する。平均粒径が0.1〜0.4μｍのCu析出物の量は限定的でないが、被削性の観点から基地組織100μｍ2当り5個以上が好ましく、10個以上がより好ましい。【００４６】
(3) 10％以下の残留オーステナイトの面積率
残留オーステナイトは機械加工の際に加工誘起マルテンサイト変態をし、鋳鋼の被削性を低下させる。従って、残留オーステナイトはできるだけ少ない方が望ましく、具体的にはその面積率は10％以下が好ましく、5％以下がより好ましい。【００４７】
[3] 特性
本発明の組成及び組織の要件を満たす析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋳鋼は、焼戻し状態で880 MPa以上の0.2％耐力（常温）を有する。優れた被削性及び高い強度を確保するために組成範囲及び焼戻し温度を最適化しているので、焼戻しピーク温度より高い温度で焼戻し処理を施しても、析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋳鋼はSCS24等に遜色のない強度を有する。【００４８】
鋳造部品では引張強さ及び0.2％耐力は重要な特性である。ところが、図1に示すように、焼戻し温度が600℃以上になると、引張強さは僅かしか低下しないが、0.2％耐力は著しく低下する。そこで0.2％耐力に着目すれば、焼戻し温度による影響を引張強さよりはっきり確認することができる。焼戻し状態での0.2％耐力（常温）が880 MPa以上であれば、機械部品及び構造用部品に好適である。焼戻し状態での0.2％耐力（常温）は900 MPa以上がより好ましく、980 MPa以上が最も好ましい。【００４９】
機械部品及び構造用部品には、強度の他に亀裂や割れを生じない延性も要求される。用途により要求される延性は異なるが、本発明の析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋳鋼は実用上好ましくは1.0％以上、より好ましくは3.0％以上の常温伸びを有する。【００５０】
[4] 製造方法
焼戻しマルテンサイトを主体とする基地組織に平均粒径が0.1〜0.4μｍのCu析出物が分散した組織を得るためには、焼戻し処理の温度を550℃〜T℃（ただしT＝710−27Ni％）とする必要がある。上記組成範囲に調整するとともに、550℃〜T℃の焼戻し温度を採用することにより、高い強度及び優れた被削性を有する析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋳鋼が得られる。【００５１】
焼戻し温度の下限は550℃とする。本発明の鋳鋼の焼戻しピーク温度である約450℃より約100℃以上高い温度で焼戻しすることにより、マルテンサイト中の転位の消滅を促進して焼入れマルテンサイトを軟らかい焼戻しマルテンサイトに変化させるとともに、Cuの析出物を粗大化して硬化能を低下させる。これにより、高い強度を保ちながら、被削性を大幅に改善することができる。焼戻し温度の下限が550℃未満では、マルテンサイトの軟化やCu析出物の硬化能の減少が不十分で、被削性の向上が期待できない。【００５２】
焼戻し温度をAs点より低い温度に規制するため、焼戻し温度の上限はT℃（T＝710−27Ni％）とする。焼戻し温度がAs点を超えると、Cu析出物がほとんど再溶解し、焼戻しマルテンサイトから逆変態オーステナイトが多量に生成する。逆変態オーステナイトは冷却中に焼入れマルテンサイトに変態するとともに、一部は残留オーステナイトとして残留する。その結果、強度及び被削性が著しく低下する。【００５３】
図2は、析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋳鋼（Ni以外本発明の組成要件を満たす）におけるNi含有量と実測As点との関係を示す。As点は、熱機械分析装置（TMA）を使用して測定した常温から加熱時の温度−変位曲線から変態温度解析法により求めた。図2から明らかなように、本発明の析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋳鋼のAs点はNiの増加にともなって低下する。Cu析出物を再溶解させず、逆変態オーステナイトを生成させないためには、Ni含有量に応じて変動するAs点を超えない温度で焼戻し処理を施す必要がある。Ni含有量が同程度でもAs点にバラツキがみられるのは、Ni含有量以外の要因も僅かながらAs点に影響を及ぼしているためと考えられる。As点のバラツキを考慮して、焼戻し温度の上限TをAs点の実測値のバラツキの下限より低く設定する。具体的には、図2中の破線［T＝710−27Ni％］で表される温度T℃を焼戻し温度の上限とすれば、Cu析出物の再溶解による強度低下、及び逆変態オーステナイトの生成に起因する被削性の低下を阻止できる。従って、焼戻し温度の上限T℃は、As点より低く、T＝710−27Ni％で表される温度とする。【００５４】
上記組成範囲の鋳鋼を焼入れ後、上記要件を満たす温度で焼戻し処理を施すことにより、焼戻しマルテンサイトを主体とする基地組織に平均粒径が0.1〜0.4μｍのCu析出物が分散した析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋳鋼が得られる。この析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋳鋼は、良好な鋳造性及び高い強度を有するとともに、焼戻し状態で大幅に改善された被削性を有する。本発明の方法により鋳造歩留りが向上し、熱処理での省エネルギー化及び熱処理歪の抑制が達成でき、大幅な加工能率の向上及び工具の長寿命化も可能となる。【００５５】
焼戻し時間は鋳造品のサイズ、形状等により決まるが、工業的には2〜6時間程度が好ましい。冷却は炉冷又は空冷が好ましい。【００５６】
なお、焼入れ処理は限定的ではなく、この種の鋳鋼に対する従来の条件と同じで良い。例えば、900〜1050℃に保持し、水冷、油冷又は衝風冷却により急冷すればよい。これにより、基地組織の主相は焼入れマルテンサイトとなり、組織の均質化も図られる。保持時間は鋳造品のサイズ、形状等により決まるが、工業的には0.5〜3時間程度が好ましい。【００５７】
本発明を以下の実施例によりさら詳細に説明するが、本発明はそれらに限定されるものではない。【００５８】
実施例1
表1に示す組成を有する鋳鋼を100 kg容量の高周波溶解炉で溶解し、約1650℃で取鍋に出湯し、約1600℃で1インチYブロック、直径120 mm及び高さ150 mmの円柱状ブロック、及び図3に示す渦巻形湯流れ性試験片を鋳造した。鋳鋼A〜Lは本発明の範囲内の鋳鋼であり、鋳鋼M〜Uは、組成及びCNNb値［−0.2≦9（C％＋0.86N％）−Nb％≦1.0］のいずれかが本発明の範囲から外れた鋳鋼である。ただし、鋳鋼Uは従来の析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋳鋼SCS24に相当する。【００５９】
【表１】
2008123159.tif 000003
【００６０】
各1インチYブロック及び円柱状ブロックに対して1038℃に1時間保持後常温まで急冷する焼入れ処理を施した後、表2に示す温度に4時間保持後、常温まで空冷する焼戻し処理を行って、焼入れ焼戻し状態の供試材を作製した。表1及び2に示す供試材の記号は対応している。またA1、B1・・・L1のように記号に一桁の数字を付した供試材は本発明の範囲内であり、C11、C12、D11・・・T11のように二桁の数字を付した供試材は本発明の範囲外である。【００６１】
各供試材に対して、下記の試験を行った。
(1) 引張試験
各供試材の1インチYブロックからJIS Z 2201による4号引張試験片を作製し、アムスラー引張試験機により常温で引張試験を行い、0.2％耐力、引張強さ及び伸びを測定した。【００６２】
(2) 組織
透過電子顕微鏡による組織観察と、Ｘ線回析及び転位密度の測定とから基地組織を特定し、走査電子顕微鏡によりCu析出物の平均粒径を求め、Ｘ線回析法により残留オーステナイトの面積率を求めた。【００６３】
(3) 被削性
各供試材の円柱状ブロックから直径95 mm及び高さ150 mmの試験片を切り取り、工具として超硬母材にTiAlNをPVDコーティングしたチップを用いて、以下の条件で外径を旋盤により切削した。
切削方式：連続切削
切削速度：140 m/分
送り量  ：0.1 mm/rev.
切込み量：0.2 mm
切削油：水溶性切削液（連続注油）【００６４】
各供試材の被削性は工具寿命［チップの逃げ面の摩耗量が0.25 mmとなるまでの切削時間（分）］により表す。各供試材の基地組織、Cu析出物の平均粒径、残留オーステナイトの面積率、常温での引張試験結果及び工具寿命を表2に示す。【００６５】
【表２】
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表2（続き）  
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【００６６】
本発明の組成範囲内の鋳鋼A〜Lのうち、550℃〜T℃（ただしT＝710−27Ni％）の要件を満たす温度で焼戻し処理を行った本発明の範囲内の供試材A1〜L1はいずれも焼戻しマルテンサイトを主体とする基地組織を有し、基地組織100μｍ2当り平均粒径が0.1μｍ以上の比較的大きなCu析出物が5〜100個程度分散していた。表2に示すように、供試材A1〜L1では、Cu析出物の平均粒径はいずれも0.1〜0.4μｍの範囲内にあり、残留オーステナイトの面積率は10％以下であり、被削性の指標となる工具寿命は50分以上であり、0.2％耐力は880 MPa以上であり、引張強さは950 MPa以上であった。これらのデータから、本発明の範囲内の供試材A1〜L1は優れた被削性及び高い強度を有することが分かる。特にCu析出物の平均粒径が0.15〜0.3μｍの好ましい範囲にある供試材C3、D2、D3、F2、F3及びMn、及びS含有量の多い供試材G1は、工具寿命が70分以上と優れた被削性を示した。Mo及びWを含有する供試材H1及びI1は、Mo及びW以外の元素を同程度含有する供試材F2と比べて0.2％耐力が高かった。これから、Mo又はWの添加により強度が向上することが分かる。【００６７】
Ni含有量が4.0質量％の鋳鋼Fに対して、上記と同じ条件で焼入れをした後、各温度で4時間保持した後常温まで空冷する焼戻し処理を施し、常温で引張強さ及び0.2％耐力を測定し、かつ残留オーステナイト量を測定した。結果を図1に示す。鋳鋼Fに好適な焼戻し温度の上限Tは710−27×4.0（Ni％）＝602℃である。図1と、本発明の範囲内の供試材F1〜F3と、本発明の範囲外の供試材F11〜F13との対比より、550〜600℃の焼戻し温度で得られた鋳鋼Fは、Cu析出物の平均粒径が0.12〜0.25μｍの範囲にあり、残留オーステナイトの面積率が10％以下と少なく、0.2％耐力が880 MPa以上と高く、工具寿命が60分以上と長く、優れた被削性及び高い強度を有することが分かる。【００６８】
これに対して、本発明の組成範囲内にあるが下限温度（550℃）未満で焼戻し処理を行った供試材C11、D11、E11、F11、K11及びL11では、平均粒径が0.10μｍ未満（数十nm程度）の微細なCu析出物しか基地組織に分散しておらず、残留オーステナイトが1.0％以下と微量で、0.2％耐力及び引張強さは高いものの、工具寿命が30分以下と被削性が不十分であった。これは、焼戻し温度が低すぎるため、マルテンサイトの軟化とCu析出物の粗大化による硬化能の低下が不十分だったからと考えられる。【００６９】
また本発明の組成範囲内にあるが上限温度Tを超える温度で焼戻し処理を行った供試材C12、D12、E12、F12、K12及びL12は、基地組織中にCu析出物が観察されず、残留オーステナイトの面積率が10％超であり、工具寿命が30分以下と短く、0.2％耐力が約650 MPa以下と低く、被削性及び強度もとに劣っていた。これは、焼戻し温度が高すぎるため、Cu析出物が基地に固溶しただけでなく、多量の逆変態オーステナイト及び焼入れマルテンサイトが生成したためであると考えられる。【００７０】
上限温度Tより約80℃高い680℃で焼戻し処理を行った供試材F13は、残留オーステナイトの面積率が3.3％と少ないものの、工具寿命が24分と短く、0.2％耐力も683 MPaと低く、被削性及び強度に劣っていた。供試材F13の基地組織は焼入れマルテンサイトを主体とし、基地組織中にCu析出物はなかった。これは、焼戻し温度が著しく高すぎるため、Cu析出物が基地に固溶し、逆変態オーステナイトが焼入れマルテンサイトに変態し、残留オーステナイトが減少したものの基地組織が焼入れマルテンサイト主体となり、焼戻し効果が消滅したためであると考えられる。【００７１】
組成及びCNNb値のいずれかが本発明の範囲外の供試材M11〜T11は、被削性、0.2％耐力、強度及び伸びの少なくとも一つが劣っていた。Cr含有量、CNNb値、及びNi含有量が本発明の上限を超えた供試材M11、Q11及びT11では、残留オーステナイトの面積率が10％を超えており、工具寿命が30分以下と短く、また0.2％耐力が不十分であった。上限Tを超えた焼戻し処理温度の供試材T11ではCu析出物が存在しなかった。【００７２】
Cが多過ぎる供試材N11は0.2％耐力が高いものの、Nb（CN）共晶炭窒化物の過剰晶出により被削性に劣っていた。Cu含有量が少な過ぎる比較例O11は被削性が良好なものの、0.2％耐力が低い。これは、Cu不足により十分な析出硬化が発現しなかったためと推察される。【００７３】
Cuが多過ぎる供試材P11、Nbが多過ぎCNNb値が本発明の下限未満の供試材R11、及びNが多過ぎる供試材S11は被削性が良好であったが、いずれも残留オーステナイトの面積率が少なく、常温伸びが1.0％以下で、延性に劣っていた。伸びの低下の原因は、供試材P11では過剰なCuのために焼入れ時に起こったCuの粒界偏析により、供試材R11では過剰なNbにより生じたNb（CN）共晶炭窒化物及びNb偏析により、また供試材S11ではマルテンサイト基地に多量のNが固溶したことにより、それぞれ組織が脆化したためであると考えられる。特に供試材R11の伸びは0.1％と著しく低く、0.2％耐力が測定不能であった。析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋳鋼としていかに優れた被削性及び高い強度を有していても、伸びが1.0％未満と低くては延性が不十分で、機械部品及び構造用部品に用いることはできない。SCS24相当材の鋳鋼Uに本発明の焼戻し処理を行って得られた供試材U11は、残留オーステナイトの面積率、工具寿命、0.2％耐力伸びに関しては満足であるが、C含有量が少ないために鋳造性に劣っていた。【００７４】
実施例2
C含有量が異なる鋳鋼C、F、J及びUの鋳造性を評価するために、図3(a) 及び(b) に示す湯流れ試験型1（アルカリフェノール−エステル系有機自硬性砂型）を用いて、湯流れ試験を行った。この試験型1は、中央に配置した断面円形の湯口2と、湯口2に連結したおよそ3.5周の渦巻き状の断面矩形の湯道3とを有する。湯道3に入った溶湯は鋳造性（湯流れ性）に応じた長さの鋳物を形成する。従って、湯道3内に形成された鋳物の長さ（湯流れ長さ）を測定することにより湯流れ性を評価できる。図3において、各部の寸法は次の通りである。R1＝32.9 mm、R2＝53.4 mm、R3＝73.6 mm、R4＝93.9 mm、R5＝114.3 mm、R6＝134.6 mm、R7＝155.2 mm、P＝20.8 mm、L＝108 mm、H＝100 mm、D＝35 mm、Ｗ＝10 mm、ｔ＝10 mm。【００７５】
実施例1と同じ条件で溶解した各鋳鋼C、F、J及びUの溶湯を、1550℃±5℃の温度で湯口2から湯道3に鋳込んだ。溶湯は湯道3に沿って流れながら降温し、凝固した。湯口2から溶湯が流れて到達した先端までの距離（mm）を測定し、湯流れ長さとした。測定は2回行い、平均値を求めた。結果を表3に示す。【００７６】
【表３】
2008123159.tif 000006
【００７７】
表3に示すように、0.08質量％以上のCを含有する本発明の鋳鋼C、F及びJはいずれも湯流れ長さが1000 mm以上であり、鋳造性に優れていた。これに対して、従来の析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋳鋼SCS24に相当する鋳鋼U（0.05質量％のCを含有）の湯流れ長さは810 mmと鋳鋼C、F及びJの80％程度であり、鋳造性に劣っていた。鋳鋼C、F及びJを比較すると、C含有量の増加にともなって湯流れ長さが長くなり、鋳造性が向上することが分かる。
【産業上の利用可能性】
【００７８】
本発明の析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋳鋼は、焼戻し後に機械加工を要し良好な被削性が必要とされる用途、例えば船舶、土木・建設機械、自動車、化学工業、産業機器等に用いるプロペラ、シャフト、ポンプ、バルブ、コック、インペラ、ライナー、ケーシング、ジョー、ツース等の機械又は構造用部品に好適である。また優れた鋳造性を利用して、複雑及び／又は薄肉の形状を有する鋳造品を製造するのにも適している。
【図１】
2008123159.tif 000007
【図２】
2008123159.tif 000008
【図３（ａ）】
2008123159.tif 000009
【図３（ｂ）】
2008123159.tif 000010
【国際調査報告】
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