(57)【要約】【課題】  本発明は、船舶用のシャフト、ポンプシャフトや耐捻用ボルトなど析出硬化後の強度および靱性を有し、かつ固溶化状態での切削性に優れた析出硬化型ステンレス鋼を提供する。【解決手段】  質量％で、Ｃ：０．００１〜０．０３０％、Ｓｉ：０．０５〜１．００％、Ｍｎ：０．０５〜１．００％、Ｐ：０．０１〜０．０５％、Ｎｉ：４．５０〜６．５０％、Ｃｒ：１４．００〜１７．００％、Ｃｕ：２．００〜４．００％、Ｎｂ：０．１５〜０．５０％、Ｍｏ：０．１０〜１．００％、および、Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％、Ｂ：０．０００５〜０．００５０％の１種または２種を含有し、Ｎ：０．０５％以下、Ｏ：０．０１０％以下であり、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、かつ、下記式（１）を満足する靱性、切削性の良好な析出硬化型ステンレス鋼。  −２１０Ｃ＋６Ｓｉ−６Ｍｎ−２０Ｎｉ＋１４Ｃｒ−７Ｃｕ＋２７．２Ｎｂ≦１００          …      （１）【選択図】      なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：０．００１〜０．０３０％、
Ｓｉ：０．０５〜１．００％、
Ｍｎ：０．０５〜１．００％、
Ｐ：０．０１〜０．０５％、
Ｎｉ：４．５０〜６．５０％、
Ｃｒ：１４．００〜１７．００％、
Ｃｕ：２．００〜４．００％、
Ｎｂ：０．１５〜０．５０％、
Ｍｏ：０．１０〜１．００％、
および、Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％、
Ｂ：０．０００５〜０．００５０％、
の１種または２種を含有し、
Ｎ：０．０５％以下、
Ｏ：０．０１０％以下、
であり、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、かつ、下記式（１）を満足することを特徴とする靱性、切削性の良好な析出硬化型ステンレス鋼。
−２１０Ｃ＋６Ｓｉ−６Ｍｎ−２０Ｎｉ＋１４Ｃｒ−７Ｃｕ＋２７．２Ｎｂ≦１００          …      （１）
【請求項２】
請求項１記載の鋼に、Ｓ：０．０２０％以下、Ｐｂ：０．０５％以下、Ｂｉ：０．０５％以下の１種または２種以上、合計で０．０１〜０．０５％を含有させたことを特徴とする靱性、切削性の良好な析出硬化型ステンレス鋼。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、船舶用のシャフト、ポンプシャフトや耐捻用ボルトなど析出硬化後の強度および靱性を有し、かつ固溶化状態での切削性に優れた析出硬化型ステンレス鋼に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
従来、船舶用のシャフトやその他の部品で、強度、耐食性の両方の特性が必要な場合、ＳＵＳ６３０という析出硬化型ステンレス鋼が使用されているが、この鋼種は切削性が非常に悪い材料であり、そのために切削性の改善が求められていた。その改善策として、例えば特開昭６１−１４７８５５号公報（特許文献１）に開示されているように、低Ｃ，Ｎによって固溶化処理後の硬さを低減する方法があるが、低Ｃによる靱性の低下があり、Ｂ、Ｃａ添加によりこの靱性を改善するものである。
【特許文献１】特開昭６１−１４７８５５号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００３】
しかしながら、上述した特許文献１のような、硬度を下げるためにＣ，Ｎの低減では、切削性は改善するものの、Ｃ，Ｎの低減では、靱性を劣化させるという問題がある。
【課題を解決するための手段】
【０００４】
上述したような問題を解消するために、発明者らは鋭意開発を進めた結果、低Ｃ，Ｎ化、および合金成分バランスを制御することで、固溶化処理後の組織が切削性に対し、最も良好な組織となり、しかも、その後の時効処理でも高硬度、かつ靱性も持ち合わせた特性が得られる固溶化状態での切削性に優れた析出硬化型ステンレス鋼を提供するものである。
【０００５】
その発明に要旨とするところは、
（１）質量％で、Ｃ：０．００１〜０．０３０％、Ｓｉ：０．０５〜１．００％、Ｍｎ：０．０５〜１．００％、Ｐ：０．０１〜０．０５％、Ｎｉ：４．５０〜６．５０％、Ｃｒ：１４．００〜１７．００％、Ｃｕ：２．００〜４．００％、Ｎｂ：０．１５〜０．５０％、Ｍｏ：０．１０〜１．００％、および、Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％、Ｂ：０．０００５〜０．００５０％の１種または２種を含有し、Ｎ：０．０５％以下、Ｏ：０．０１０％以下であり、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、かつ、下記式（１）を満足することを特徴とする靱性、切削性の良好な析出硬化型ステンレス鋼。
−２１０Ｃ＋６Ｓｉ−６Ｍｎ−２０Ｎｉ＋１４Ｃｒ−７Ｃｕ＋２７．２Ｎｂ≦１００          …      （１）
（２）前記（１）記載の鋼に、Ｓ：０．０２０％以下、Ｐｂ：０．０５％以下、Ｂｉ：０．０５％以下の１種または２種以上、合計で０．０１〜０．０５％を含有させたことを特徴とする靱性、切削性の良好な析出硬化型ステンレス鋼である。
【発明の効果】
【０００６】
以上述べたように、本発明により通常のＳＵＳ６３０の強度特性を持ちながら、靱性および切削性の優れた析出硬化型ステンレス鋼を得ることが出来た。
【発明を実施するための最良の形態】
【０００７】
以下、本発明に係る成分組成の限定理由について述べる。
Ｃ：０．００１〜０．０３０％
Ｃは、強度を高める基本的な元素である。従って、０．００１％未満では十分な強度を得ることができない。しかし、固溶化処理後の硬さを低減させるために、その上限を０．０３０％とした。望ましくは０．００５〜０．０３０％とした。
【０００８】
Ｓｉ：０．０５〜１．００％
Ｓｉは、脱酸元素として添加するもので、０．０５％未満ではその効果が十分得られない。しかし、多いとδフェライトが多量に生成し、熱間加工性、強度、靱性および耐食性を低下させることから、その上限を１．００％とした。望ましくは０．０２０〜０．５０％とした。
【０００９】
Ｍｎ：０．０５〜１．００％
Ｍｎは、Ｓｉと同様に、脱酸元素として添加するものであり、また、δフェライトを抑制する。しかし、０．０５％未満ではその効果が十分得られない。一方、多過ぎると残留γが増加し強度が低下することから、その上限を１．００％とした。
【００１０】
Ｐ：０．０１〜０．０５％
Ｐは、粒界に偏析して粒界腐食感受性を高めるほか、靱性の低下を招くため、含有量は低いほど好ましい。しかし、製鋼上、０．０１％未満にすることはコストが高くなることから、その範囲を０．０１〜０．０５とした。
【００１１】
Ｎｉ：４．５０〜６．５０％
Ｎｉは、オーステナイト生成元素であり、δフェライトを抑制する。しかし、４．５０％未満ではその効果が十分でなく、多いと残留γが増加し強度が低下することから、その上限を６．５０％とした。
【００１２】
Ｃｒ：１４．００〜１７．００％
Ｃｒは、耐食性の改善のために有効な元素である。しかし、１４．０％未満ではその効果が十分でなく、また、多いとδフェライトが増加し悪影響を与えることから、その上限を１７．００％とした。望ましくは１４．５〜１６．５％とした。
【００１３】
Ｃｕ：２．００〜４．００％
Ｃｕは、析出硬化に寄与する元素である。しかし、２．００％未満では硬度化が減少し、多いと残留オーステナイトが増加することから、その上限を４．００％とした。望ましくは２．５〜４．０％とした。
【００１４】
Ｎｂ：０．１５〜０．５０％
Ｎｂは、Ｃ，Ｎを固定し、耐食性の向上に寄与する。しかし、０．１５％未満ではその効果が十分でなく、多過ぎると大きな炭化物などが生成し加工性が劣化することから、その上限を０．５０％とした。
【００１５】
Ｎ：０．０５％以下
Ｎは、Ｃと同様の効果を示す。しかし、多過ぎると硬度アップとなることから、その上限を０．０５％とした。
Ｏ：０．０１０％以下
Ｏは、酸化物を形成し、冷間加工性、靱性および疲労強度特性などを劣化させることから、その上限を０．０１０％とした。
【００１６】
Ｍｏ：０．１０〜１．００％
Ｍｏは、耐食性の改善のために添加する。しかし、０．１０％未満ではその効果は十分に得られず、また、多いとコストアップとなると共に、固溶化処理後の硬度アップとなることから、その上限を１．００％とした。望ましくは０．１０〜０．５０％とした。
【００１７】
Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％
Ｃａは、靱性を改善するために添加する。しかし、０．０００５％未満ではその効果は十分でなく、０．００５０％を超えるとその効果が飽和することから、その上限を０．００５０％とした。
【００１８】
Ｂ：０．０００５〜０．００５０％
Ｂは、靱性を改善するために添加する。しかし、０．０００５％未満ではその効果は十分でなく、０．００５０％を超えるとその効果が飽和することから、その上限を０．００５０％とした。
【００１９】
Ｓ：０．０２０％以下、Ｐｂ：０．０５％以下、Ｂｉ：０．０５％以下の１種または２種以上、合計で、０．０１〜０．０５％
Ｓ、Ｐｂ、Ｂｉは、快削元素として有効であるが、熱間加工性、靱性および耐食性を劣化させるため極低に制限する必要があり、その上限をそれぞれ０．０２０％、０．０５％、０．０５％とした。望ましくはＳ：０．００１〜０．０１５％とした。
【００２０】
−２１０Ｃ＋６Ｓｉ−６Ｍｎ−２０Ｎｉ＋１４Ｃｒ−７Ｃｕ＋２７．２Ｎｂ≦１００
上記式は、組織を決定するために使用する指標であり、この値が１００以下になるように、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｎを調整すれば、固溶化処理後の組織においてマルテンサイト組織が均一な組織となる。しかし、１００を超えると、その効果が十分に得られずにフェライト相が多く析出するため、その上限を１００とした。
【実施例】
【００２１】
以下、本発明について実施例によって具体的に説明する。
表１に示す成分組成の鋼を１００ｋｇ真空溶解炉にて溶製し、１００ｋｇ鋼塊を得た後、鍛伸温度１２００℃にて径２０ｍｍに鍛伸し、この時の割れ状況より熱間加工性を評価した。また、１０４０℃の温度域で３０分保持後水冷にて固溶化処理（以下、ＳＴという）を行った。ドリル穿孔時間とＳＴ硬さ試験片は、径２０ｍｍをＳＴしたＴＰを用い、析出硬化硬さと析出硬化衝撃、耐食性試験片は、径２０ｍｍをＳＴ後、析出硬化処理（４８０℃×６０分保持後空冷）を行った。これらの試験結果を表１に示す。その試験としては、ドリル穿孔時間試験、ＳＴ硬さ、析出硬化硬さ試験、析出硬化衝撃試験および耐食性を行った。
【００２２】
（１）ドリル穿孔時間試験条件
ドリル：径５ｍｍ  ストレートドリル：ＳＫＨ５１
周速：１８．７ｍ／分
穿孔深さ：１０ｍｍ
切削油：なし
評価方法：１０ｍｍ穿孔時の時間（秒）
（２）ＳＴ硬さ
１００ｋｇ鋼塊を１２００℃にて鍛伸し、径２０ｍｍとし、ＳＴを行った後、断面中周部をＨＲＣにて測定した。
（３）析出硬化硬さ
ＳＴ後、さらに４８０℃の温度域で１２０分保持後空冷した後、断面中周部をＨＲＣにて測定した。
【００２３】
（４）析出硬化衝撃値
ＳＴ後、さらに４８０℃の温度域で６０分保持後空冷した後、シャルピー（１０ｍｍ×１０ｍｍ、２ｍｍＵノッチ）値を測定した。
（５）耐食性
ＳＴ後、さらに４８０℃の温度域で６０分保持後空冷した後、耐食性試験（径１２ｍｍ×長さ２１ｍｍ棒条試験片、ＪＩＳ  Ｇ０５７８ステンレス鋼の塩化第二鉄腐食試験方法、３５℃）を行い、表１のＮｏ．１１と同等以上を○、劣るものを×とした。
【００２４】
【表１】
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表１に示すように、Ｎｏ．１〜１０は本発明例であり、Ｎｏ．１１〜１７は比較例である。
【００２５】
比較例Ｎｏ．１１はＣ含有量が高く、Ｂ、Ｃａのいずれも添加してない場合であって、切削性が劣り、かつＳＴ硬さが高い。比較例Ｎｏ．１２はＣ含有量が比較例１１より高いために、Ｃａを添加しているが、切削性が劣り、ＳＴ硬さが高く、かつ耐食性が劣る。比較例Ｎｏ．１３は式（１）を満足していないために、析出硬化衝撃値が極めて低く、かつ熱間加工性が悪い。比較例Ｎｏ．１４はＢ、Ｃａのいずれも添加せず、かつＰｂ添加量が多いために、析出硬化衝撃値がやや低く、かつ熱間加工性が悪い。
【００２６】
比較例Ｎｏ．１５はＢ、Ｃａのいずれも添加せず、Ｓ添加量が多く、かつ式（１）を満足していないために、析出硬化衝撃値が極めて低く、かつ熱間加工性および耐食性が劣る。比較例Ｎｏ．１６はＢ添加量が高いために、析出硬化衝撃値が低く、かつ熱間加工性が悪い。比較例Ｎｏ．１７はＣａの添加量が高いために、析出硬化衝撃値が低く、かつ熱間加工性が悪い。
【００２７】
これに対し、本発明例であるＮｏ．１〜１０のいずれも本発明の条件を満足していることから、ドリル寿命、固溶化硬さ、析出硬化硬さ、および析出硬化衝撃値のいずれにおいても優れていることが分かる。このように、本発明鋼はいずれも、析出硬化型ステンレス鋼ＳＵＳ６３０と同等の強度特性を持ちながら、靱性および切削性についての改善がされていることが分かる
以上述べたように、ＣａかＢのいずれか１種または２種を添加することにより析出硬化後の衝撃値は低下することなく、特にＣａ添加により旧オーステナイト粒界の強度が向上し、靱性も回復し、地位状のＳＵＳ６３０と同水準の靱性が得られ、切削性の向上を図ることができる極めて優れた効果を奏するものである。
特許出願人  山陽特殊製鋼株式会社
代理人    弁理士    椎  名    彊