(57)【要約】【課題】マルテンサイト系析出硬化型ステンレス鋼の本来の特徴を損なわず、被削性を飛躍的に改善した快削析出硬化型ステンレス鋼を提供する。【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０７％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：０．６５％以下、Ｓ：０．０２〜０．１０％、Ｎｉ：３．０〜７．０％、Ｃｒ：１３．０〜１８．０％、Ｃｕ：１．０〜５．０％、Ｔｉ：０．０５〜０．４０％、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる快削析出硬化型ステンレス鋼。上記に加えて、さらに、Ｎｂ：０．０１〜０．４０％、Ｖ：０．０１〜０．４０％、Ｗ：０．０１〜０．４０％、Ｔａ：０．０１〜０．４０％、の１種または２種以上を添加してなることを特徴とする快削析出硬化型ステンレス鋼。【選択図】    図１
2004360034.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：０．０７％以下、
Ｓｉ：１．０％以下、
Ｍｎ：０．６５％以下、
Ｓ：０．０２〜０．１０％、
Ｎｉ：３．０〜７．０％、
Ｃｒ：１３．０〜１８．０％、
Ｃｕ：１．０〜５．０％、
Ｔｉ：０．０５〜０．４０％、
残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる快削析出硬化型ステンレス鋼。
【請求項２】
請求項１に加えて、さらに、
Ｎｂ：０．０１〜０．４０％、
Ｖ：０．０１〜０．４０％、
Ｗ：０．０１〜０．４０％、
Ｔａ：０．０１〜０．４０％、
の１種または２種以上を添加してなることを特徴とする快削析出硬化型ステンレス鋼。
【請求項３】
請求項１または２に加えて、さらに、
Ｍｏ：０．１〜２．０％、
Ｃｏ：０．０１〜２．０％、
Ｎ：０．０２５％以下、
の１種または２種以上を添加してなることを特徴とする快削析出硬化型ステンレス鋼。
【請求項４】
請求項１〜３に加えて、さらに、
Ｏ：０．００１〜０．０５０％、
Ｓｅ：０．０１〜０．１０％、
Ｔｅ：０．００５〜０．０５０％、
Ｃａ：０．００１〜０．０１０％、
の１種または２種以上を添加してなることを特徴とする快削析出硬化型ステンレス鋼。
【請求項５】
請求項１〜４に加えて、さらに、
Ａｌ：０．００１〜０．１００％、
Ｂ：０．００１〜０．１００％、
Ｍｇ：０．００１〜０．０１０％、
ＲＥＭ：０．００１〜０．０１０％、
の１種または２種以上を添加してなることを特徴とする快削析出硬化型ステンレス鋼。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、快削析出硬化型ステンレス鋼に関し、特に船舶用プロペラシャフト、船外機用ドライブシャフト、ステアリング、プラスチック金型等に使用される快削析出硬化型ステンレス鋼に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
従来、ＳＵＳ６３０系のマルテンサイト系析出硬化型ステンレス鋼は、船舶用プロペラシャフト、船外機用ドライブシャフト、ステアリング、水門用シャフト、バルブ、建築用ボルト、およびプラスチック金型等に幅広く用いられている。上記した用途に使用される部品は、強度、耐食性、靱性が必要なため、これらを兼備したマルテンサイト系析出硬化型ステンレス鋼が最適な材料となる。しかしながら、ＳＵＳ６３０系のマルテンサイト系析出硬化型ステンレス鋼は、固溶化熱処理状態で硬いマルテンサイト組織であることから、被削性、冷鍛性などの二次加工性が悪いことが欠点である。Ｎｉを約４％含有し、Ｍｓ点が常温以上にあるため、冷却速度をかなり遅くしても常温までの冷却中にマルテンサイト変態を起こして硬化することが、工業的な完全焼なましを困難にし、二次加工性を阻害している。このようなことから、マルテンサイト系析出硬化型ステンレス鋼は、代表的な難加工材に挙げられる。
【０００３】
また、二次加工性は、マルテンサイト系析出硬化型ステンレス鋼の欠点であるが、この中で冷鍛性については、マルテンサイト中の侵入型固溶元素であるＣやＮを低減することで、ある程度改善できることが分かってきた。これは、固溶化熱処理状態におけるマルテンサイト相の硬さを下げることによって、冷鍛金型への負荷が小さくなり、型寿命が伸びるためである。他方、被削性については、単純にＣやＮを下げて硬さを下げただけでは改善されないという問題がある。これは、低Ｃ、Ｎとすることによって、逆に「粘り」が出てきて、切削工具の凝着摩耗が促進されるためであると考えられる。このことは、低Ｃ、Ｎ化により、固溶化熱処理状態での靱性が上がることからも裏付けられる。
【０００４】
問題の被削性を改善するために、これまで、いわゆる快削元素を添加して介在物を生成させる方法が開示されている。例えば特開平４−２７４５号公報（特許文献１）では、Ｓを０．０５〜０．１５％添加して硫化物を分散させて被削性を改善する鋼が提案されている。また、特開昭５２−３０２１２号公報（特許文献２）のように、快削元素であるＳｅを０．０５〜０．３０％添加してセレン化物を鋼中に分散させることで、被削性を改善する方法が提案されている。また、特開２００２−３３２５３９号公報（特許文献３）のように、Ｔｉ及び／又はＺｒと、Ｃと、Ｓ、Ｓｅ及びＴｅの少なくともいずれかを含有する化合物相を分散形成することにより、快削性を付与する方法も提案されている。
【０００５】
【引用文献】
（１）特許文献１（特開平４−２７４５号公報）
（２）特許文献２（特開昭５２−３０２１２号公報）
（３）特許文献３（特開２００２−３３２５３９号公報）
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、特許文献１はＭｎＳの分散により被削性は改善されるが、ＭｎＳは耐食性が低いため発銹の起点になりやすく、鋼材の加工方向に紡錘形に延伸するため特に衝撃特性において異方性が生じやすい欠点がある。さらに、特許文献２の方法によるセレン化物の分散も、ＭｎＳの場合と同様に、被削性向上の効果はあるものの、耐食性、衝撃異方性を悪化させる。従って、マルテンサイト系析出硬化型ステンレス鋼を構造用強度部材として使用する場合には、耐食性や靱性を犠牲にせざる得ないＭｎＳあるいはセレン化物（実質的にＭｎＳｅ）の分散による快削鋼化は最適とは言えない。また。特許文献３の方法では、Ｔｉ及び／又はＺｒと、Ｃと、Ｓ、Ｓｅ及びＴｅの少なくともいずれかを含有する化合物相（以下、便宜的にＴｉ炭硫化物と呼ぶ）を分散形成させているが、このＴｉ炭硫化物は、マトリクス相の数倍の硬さを有して非常に硬く、被削性改善効果は小さいといわざるをえない。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
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、本発明は、マルテンサイト系析出硬化型ステンレス鋼の本来の特徴を損なわず、被削性を飛躍的に改善した快削析出硬化型ステンレス鋼を提供するものである。その発明の要旨とするところは、
（１）質量％で、Ｃ：０．０７％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：０．６５％以下、Ｓ：０．０２〜０．１０％、Ｎｉ：３．０〜７．０％、Ｃｒ：１３．０〜１８．０％、Ｃｕ：１．０〜５．０％、Ｔｉ：０．０５〜０．４０％、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる快削析出硬化型ステンレス鋼。
【０００８】
（２）前記（１）に加えて、さらに、Ｎｂ：０．０１〜０．４０％、Ｖ：０．０１〜０．４０％、Ｗ：０．０１〜０．４０％、Ｔａ：０．０１〜０．４０％、の１種または２種以上を添加してなることを特徴とする快削析出硬化型ステンレス鋼。
（３）前記（１）または（２）に加えて、さらに、Ｍｏ：０．１〜２．０％、Ｃｏ：０．０１〜２．０％、Ｎ：０．０２５％以下、の１種または２種以上を添加してなることを特徴とする快削析出硬化型ステンレス鋼。
【０００９】
（４）前記（１）〜（３）に加えて、さらに、Ｏ：０．００１〜０．０５０％、Ｓｅ：０．０１〜０．１０％、Ｔｅ：０．００５〜０．０５０％、Ｃａ：０．００１〜０．０１０％、の１種または２種以上を添加してなることを特徴とする快削析出硬化型ステンレス鋼。
（５）前記（１）〜（４）に加えて、さらに、Ａｌ：０．００１〜０．１００％、Ｂ：０．００１〜０．１００％、Ｍｇ：０．００１〜０．０１０％、ＲＥＭ：０．００１〜０．０１０％、の１種または２種以上を添加してなることを特徴とする快削析出硬化型ステンレス鋼である。
【００１０】
以下、本発明について詳細に説明する。
本発明は、マルテンサイト系析出硬化型ステンレス鋼に、主にＴｉからなる硫化物を分散させるというものである。Ｔｉ硫化物の特徴は、形状が球から楕円形で、鋼中に細かく分散するため異方性が小さく、非常に高耐食で、かつ中程度の硬さであることにある。加えて、Ｔｉ硫化物は、切削工具の表面に付着して保護被膜を形成し、工具摩耗を抑制する効果を有している。すなわち、Ｔｉ硫化物を含有する本発明鋼は、Ｍｎ硫化物（ＭｎＳ）、Ｍｎセレン化物（ＭｎＳｅ）を含有するものと比べて、Ｔｉ硫化物の微細分散により被削性改善効果が同等以上にも関わらず、耐食性が良く、かつ靱性の悪化が少ない特長を有する。
【００１１】
また、Ｔｉ炭硫化物と比べた場合、分散形態は似通っているものの、Ｔｉ硫化物の方が硬さが低いため被削性改善効果が大きい。しかも、Ｔｉ炭硫化物を生成させるためには、その必須元素であるＣをある程度積極的に添加する必要があるが、Ｃ添加は固溶化熱処理硬さを上昇させるため、二次加工性を悪化させる弊害がある。以上のことから、マルテンサイト系析出硬化型ステンレス鋼の強度、靭性、耐食性に悪影響を与えず被削性を改善するためには、適量のＴｉ硫化物を分散生成させる方法が極めて適している。
【００１２】
ただし、このような有効なＴｉ硫化物を生成させるためには、以下のように化学成分を制御することが必要である。１６％Ｃｒ−６％Ｎｉ−０．０３％Ｓ鋼中に生成する硫化物の組成を、ＴｉとＳの添加量比（Ｔｉ／Ｓ）とＭｎ添加量とで模式的に示すと、図１に示すようになる。すなわち、図１は、鋼中に生成する硫化物の組成に及ぼすＴｉ／Ｓ比とＭｎ量との関係を示す図である。この図に示すように、Ｔｉ硫化物を生成させるためには、Ｔｉ／Ｓ比を２以上、望ましくは４以上に確保し、Ｍｎ添加量を０．６５％以下、望ましくは０．５％以下に抑える必要がある。Ｔｉ／Ｓ比が低い場合は、Ｍｎがある程度入っているときは、Ｔｉ硫化物ではなく、（Ｍｎ，Ｔｉ）硫化物や（Ｍｎ，Ｃｒ）硫化物が生じる。
【００１３】
（Ｍｎ，Ｔｉ）硫化物の場合は硫化物自体の耐食性が低下するし、（Ｍｎ，Ｃｒ）硫化物の場合は硫化物が紡錘形になるため靱性が悪化し、いずれも狙いの特性が得られない。また、Ｔｉ／Ｓ比を４以上確保していても、Ｍｎ添加量が０．６５％を超えると、Ｍｎ硫化物が生じて、耐食性、靱性が低下する。なお、図１に示していないが、Ｃ添加量が０．０７％を超えると、Ｔｉ硫化物の替わりにＴｉ炭硫化物が生じて被削性が悪化する。従って、最良の特性を得るためには、上記のような成分を限定する必要があり、これにより、強度、耐食性、靱性に優れた快削析出硬化型ステンレス鋼の発明に到ったものである。
【００１４】
【発明の実施の形態】
以下、本発明に係る成分組成の限定理由について説明する。
Ｃ：０．０７％以下
Ｃは、強度を高める基本的な元素である。しかし、０．０７％を超えると固溶化熱処理後の硬さが上昇し、Ｔｉ炭硫化物が生じることから、その上限を０．０７％とした。
【００１５】
Ｓｉ：１．０％以下
Ｓｉは、脱酸剤として有効であるが、しかし、１．０％を超えると耐食性が劣化し、固溶化熱処理後の硬さが上昇することから、その上限を１．０％とした。
Ｍｎ：０．６５％以下
Ｍｎは、Ｓｉと同様に、脱酸剤として有効であるが、しかし、０．６５％を超えるとＭｎ硫化物が生成して耐食性が劣化することから、その上限を０．６５％とした。
【００１６】
Ｓ：０．０２〜０．１０％
Ｓは、被削性を改善する快削元素として有効である。しかし、０．０２％未満ではその効果が十分でなく、また、０．１０％を超える添加は、耐食性、靭性を劣化させることから、その範囲を０．０２〜０．１０％とした。
Ｎｉ：３．０〜７．０％
Ｎｉは、耐食性と靱性を改善する基本元素であり、３．０％以上必要である。しかし、７．０％を超える添加は残留オーステナイトが増加することから、その上限を７．０％とした。
【００１７】
Ｃｒ：１３．０〜１８．０％
Ｃｒは、表面に保護性の酸化皮膜を形成し耐食性を付与する基本元素であり、１３．０％以上必要である。しかし、１８．０％を超える添加は残留オーステナイトが増加する。従って、その範囲を１３．０〜１８．０％とした。
Ｃｕ：１．０〜５．０％
Ｃｕは、析出硬化させるための必須元素である．そのためには、１．０％必要である。しかし、５．０％を超えると熱間加工性が劣化するため、その範囲を１．０〜５．０％とした。
【００１８】
Ｔｉ：０．０５〜０．４０％
Ｔｉは、本発明において最も重要な元素であり、Ｓと反応してＴｉ硫化物を生成し、被削性を向上させる効果がある。そのためには、０．０５％必要である。しかし、０．４０％を超える添加は熱間加工性を劣化させることから、その範囲を０．０５〜０．４０％とした。
Ｎｂ：０．０１〜０．４０％
Ｎｂは、Ｃ，Ｎと反応して炭窒化物を生成し、析出硬化熱処理後の硬さを上昇させる効果がある。そのためには、０．０１％必要である。しかし、過剰な添加は熱間加工性を劣化させることから、その上限を０．４０％と定めた。
【００１９】
Ｖ：０．０１〜０．４０％
Ｖは、Ｎｂと同様に、Ｃ，Ｎと反応して炭窒化物を生成し、析出硬化熱処理後の硬さを上昇させる効果がある。そのためには、０．０１％必要である。しかし、０．４０％を超える添加は熱間加工性を劣化させることから、その範囲を０．０１〜０．４０％とした。
Ｗ：０．０１〜０．４０％
Ｗは、Ｎｂ、Ｖと同様に、Ｃ，Ｎと反応して炭窒化物を生成し、析出硬化熱処理後の硬さを上昇させる効果がある。そのためには、０．１０％必要である。しかし、０．４０％を超える添加は熱間加工性を劣化させることから、その上限を０．４０％とした。
【００２０】
Ｔａ：０．０１〜０．４０％
Ｔａは、Ｎｂ、Ｖ、Ｗと同様に、Ｃ、Ｎと反応して炭窒化物を生成し、析出硬化熱処理後の硬さを上昇させる効果がある。そのためには、０．１０％必要である。しかし、０．４０％を超える添加は熱間加工性を劣化させることから、その上限を０．４０％とした。
Ｍｏ：０．１〜２．０％
Ｍｏは、耐食性および靱性を改善する元素であり、０．１％以上の添加で効果を発揮する。しかし、２．０％を超えると固溶化熱処理後の硬さが上昇し、δフェライト生成により熱間加工性が劣化するため、その範囲を０．１〜２．０％とした。
【００２１】
Ｃｏ：０．０１〜２．０％
Ｃｏは、Ｍｏと同様に、耐食性および靱性を改善する元素であり、０．０１％以上必要である。しかし、２．０％を超えると固溶化熱処理後の硬さが上昇し、冷間加工性が劣化するため、その範囲を０．０１〜２．０％とした。
Ｎ：０．０２５％以下
Ｎは、耐食性、および結晶粒の粗大化防止に有効な元素である。しかし、０．０２５％を超えると固溶化熱処理後の硬さが上昇するので、その上限を０．０２５％とした。
【００２２】
Ｏ：０．００１〜０．０５０％
Ｏは、被削性を改善する快削元素として有効である。しかし、０．００１％未満では効果が十分でなく、また、０．０５０％を超える添加は、熱間加工性を劣化させることから、その範囲を０．００１〜０．０５０％とした。
Ｓｅ：０．０１〜０．１０％
Ｓｅは、Ｏと同様に、被削性を改善する快削元素として有効である。しかし、０．０１％未満では効果が十分でなく、また、０．１０％を超える添加は、熱間加工性を劣化させることから、その範囲を０．０１〜０．１０％とした。
【００２３】
Ｔｅ：０．００５〜０．０５０％
Ｔｅは、Ｏ、Ｓｅと同様に、被削性を改善する快削元素として有効である。しかし、０．００５％未満では効果が十分でなく、また、０．０５０％を超える添加は、熱間加工性を劣化させることから、その範囲を０．００５〜０．０５０％とした。
Ｃａ：０．００１〜０．０１０％
Ｃａは、Ｏ、Ｓｅ、Ｔｅと同様に、被削性を改善する快削元素として有効である。しかし、０．００１％未満では効果が十分でなく、また、０．０１０％を超える添加は、効果が飽和することから、その範囲を０．００１〜０．０１０％とした。
【００２４】
Ａｌ：０．００１〜０．１００％
Ａｌは、熱間加工性を改善する元素として有効である。このためには、０．００１％必要である。また、０．１００％を超える添加をしても、その効果は飽和し二次酸化の恐れがあることから、その範囲を０．００１〜０．１００％とした。
Ｂ：０．００１〜０．１００％
Ｂは、Ａｌと同様に、熱間加工性を改善する元素として有効である。このためには、０．００１％必要である。また、０．１００％を超える添加をしても、逆に熱間加工性を悪化させることから、その範囲を０．００１〜０．１００％とした。
【００２５】
Ｍｇ：０．００１〜０．０１０％
Ｍｇは、Ａｌ、Ｂと同様に、熱間加工性を改善する元素として有効である。このためには、０．００１％必要である。また、０．０１０％を超える添加をしても、その効果は飽和することから、その範囲を０．００１〜０．０１０％とした。
ＲＥＭ：０．００１〜０．０１０％
ＲＥＭは、Ａｌ、Ｂ、Ｍｇと同様に、熱間加工性を改善する元素として有効である。このためには、０．００１％必要である。また、０．０１０％を超える添加をしても、その効果は飽和することから、その範囲を０．００１〜０．０１０％とした。
【００２６】
【実施例】
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に示す化学成分組成の鋼を１００ｋｇ真空溶解炉にて溶解した後インゴットに鋳造し、鍛伸後、各種熱処理を行い、各種試験に供した。その結果を表２に示す。
（１）熱処理
▲１▼固溶化熱処理：１０４０℃−３０ｍｉｎ保持後水冷
▲２▼析出硬化熱処理：４８０℃、６２０℃−２ｈ保持後空冷
（２）硬さ
φ２０ｍｍに鍛伸後、固溶化熱処理、析出硬化熱処理を施し、鍛伸方向に垂直な断面の中周部をＨＲＣで測定した。
【００２７】
（３）ドリル寿命試験
角３５ｍｍに鍛伸後、固溶化熱処理を施したものについて、ドリル寿命試験を行なった。
試験条件
（ａ）ドリル：ＳＫＨ５１、φ５ｍｍ、ストレートシャンクツイストドリル
（ｂ）周速：１５、２０ｍ／ｍｉｎ
（ｃ）送り：０．０３ｍｍ／ｒｅｖ
（ｄ）穿孔深さ：１５ｍｍ
（ｅ）切削油：なし
（ｆ）寿命判定：折損または溶損により穿孔不能となるまで
【００２８】
（４）シャルピー衝撃試験
角１５ｍｍに鍛伸後、固溶化熱処理、析出硬化熱処理を施し、鍛伸方向に平行に、角１０×Ｌ５５ｍｍの２ｍｍＵノッチ試験片を作製し、常温にてシャルピー衝撃試験を行った。
（５）耐食性
φ２０ｍｍに鍛伸後、固溶化熱処理、析出硬化熱処理を施し、φ２０×Ｌ２１ｍｍの腐食試験片を作製した。試験は、孔食試験（６％塩化第二鉄、２５℃−２４ｈ浸漬）による腐食度で評価した。
【００２９】
【表１】
2004360034.tif 000003
【００３０】
【表２】
2004360034.tif 000004
【００３１】
表２に示すように、Ｎｏ．１〜１５は本発明例であり、Ｎｏ．１６〜３０は比較例である。本発明例Ｎｏ．１〜１５は析出硬化型ステンレス鋼に期待される強度、耐食性および靱性を犠牲にせずに、被削性が飛躍的に改善されている。これに対し、比較例Ｎｏ．１６はＣが多いため、固溶化硬さが高いのに加えて、Ｔｉ炭硫化物が生じ、ドリル寿命が劣っている。比較例Ｎｏ．１７はＳｉ量が多く、固溶化硬さが高いため、ドリル寿命が悪い。比較例Ｎｏ．１８はＭｎ量が多く、（Ｍｎ，Ｔｉ）硫化物が生じているため、耐食性が劣っている。
【００３２】
比較例Ｎｏ．１９はＳ量が少なく、被削性が悪い。比較例Ｎｏ．２０は逆にＳ量が多く、靱性と耐食性が劣っている。比較例Ｎｏ．２１はＮｉ量が少ないためδ−フェライトが生じており、硬さが低く、靱性と耐食性も悪い。比較例Ｎｏ．２２は逆にＮｉ量が多く、残留オーステナイトが多量に生じているため、析出硬化熱処理後に高硬さが得られない。比較例Ｎｏ．２３はＣｒ量が少ないため、耐食性が低下している。比較例Ｎｏ．２４は逆にＣｒ量が多いためδ−フェライトが生じており、硬さ、靱性が劣り、耐食性も低い。比較例Ｎｏ．２５はＣｕ量が少ないため、析出硬化処理によっても高硬さが得られない。
【００３３】
比較例Ｎｏ．２６はＣｕ量が多いにも関わらずその量に見合うだけの高硬さにはなっておらず、析出硬化能が飽和していることを示唆している。比較例Ｎｏ．２７はＴｉ無添加の場合で、Ｔｉ硫化物ではなくＭｎ硫化物が生じているため、靱性と耐食性が悪い。比較例Ｎｏ．２８もＴｉ量が少ない場合で、Ｎｏ．２７と同じ傾向が見られる。比較例Ｎｏ．２９はＴｉ量が過剰な場合であり、これ以上の特性の改善がみられず効果が飽和している。比較例Ｎｏ．３０はＳＵＳ６３０であり、これと比較すると、本発明例は、硬さ、靱性および耐食性を犠牲にせずに、被削性が改善されていることが分かる。
【００３４】
【発明の効果】
以上述べたように、本発明により、ＳＵＳ６３０系析出硬化型ステンレス鋼の強度、耐食性、および靱性を犠牲にせず、従来、困難であった被削性を飛躍的に向上させたマルテンサイト系快削析出硬化型ステンレス鋼を提供でき、極めて優れた効果を奏するものである。
【図面の簡単な説明】
【図１】鋼中に生成する硫化物の組成に及ぼすＴｉ／Ｓ比とＭｎ量との関係を示す図である。
【図１】
2004360034.tif 000005