(57)【要約】【課題】析出硬化型ステンレス鋼の加工性を改善できる温間鍛造方法を提案すること。【解決手段】重量比にしてＣ：０．０６０％以下、Ｓｉ：０．６０％以下、Ｍｎ：１．００％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ｃｕ：２．５〜４．０％、Ｎｉ：３．５０〜６．００％、Ｃｒ：１４．００〜１６．００％、Ｎｂ：０．１５〜０．５５％、Ｎ：０．０３０％以下を含有し、かつＮｂ／（Ｃ＋Ｎ）≧５．００を満足し、残部がＦｅ及び不純物元素からなる鋼か、必要に応じて▲１▼Ｍｏ：０．３０〜２．００％と、▲２▼Ｂ：０．０００５〜０．０１００％、Ｃａ：０．０００５〜０．０１００％、Ｍｇ：０．０００５〜０．０１００％、ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１００％のうちの１種または２種以上と、▲３▼Ｔｉ：０．０５〜０．５０％の▲１▼〜▲３▼のうちの１種又は２種以上の元素をさらに含有した鋼を熱間圧延後、８５０〜９５０℃に加熱、１〜１６時間温度を保持し、さらに７００〜８００℃まで冷却して１〜１６時間温度を保持した後、マルテンサイト変態終了まで冷却し、最後に６００〜６８０℃に加熱する。熱処理後、所定形状に温間鍛造する。【選択図】　　　なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
時効処理を施し高強度化して使用され、かつＮｂと析出硬化元素であるＣｕを含有する析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼の温間鍛造方法であって、熱間圧延後室温まで冷却した後、８５０〜９５０℃に再加熱して１〜１６時間温度を保持した後、７００〜８００℃まで冷却して１〜１６時間温度を保持した後、マルテンサイト変態が終了する温度まで冷却するという中間焼鈍処理を施し、最後に６００〜６８０℃に加熱して１〜１６時間温度を保持した後、室温まで冷却するという軟化焼鈍処理を施した鋼を温間で鍛造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鋼の温間鍛造方法。
【請求項２】
請求項１記載の温間鍛造方法のうち、中間焼鈍処理条件のみを８００〜８８０℃に再加熱して１〜１６時間温度を保持した後マルテンサイト変態が終了する温度まで冷却するという条件に変更して実施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鋼の温間鍛造方法。
【請求項３】
重量比にしてＣ：０．０６０％以下、Ｓｉ：０．６０％以下、Ｍｎ：１．００％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ｃｕ：２．５〜４．０％、Ｎｉ：３．５０〜６．００％、Ｃｒ：１４．００〜１６．００％、Ｎｂ：０．１５〜０．５５％、Ｎ：０．０３０％以下を含有し、かつＮｂ／（Ｃ＋Ｎ）≧５．００を満足し、残部がＦｅ及び不純物元素からなる鋼か、または耐食性改善のための▲１▼Ｍｏ：０．３０〜２．００％と、熱間加工性改善のための▲２▼Ｂ：０．０００５〜０．０１００％、Ｃａ：０．０００５〜０．０１００％、Ｍｇ：０．０００５〜０．０１００％、ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１００％のうちの１種または２種以上と、▲３▼変形抵抗低減のためのＴｉ：０．０５〜０．５０％の▲１▼〜▲３▼のうちの１種又は２種以上の元素を前記鋼にさらに含有させた鋼を用い、請求項１、２のいずれか１項に記載の方法を施す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鋼の温間鍛造方法。
【請求項４】
請求項１〜３のいずれか１項に記載の方法で熱処理、鍛造した製品にさらに固溶化熱処理、時効処理を施したことを特徴とする鍛造部品。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、機械構造材、ステンレス建築構造材の中で高強度と優れた耐食性を共に必要とする温鍛部品への使用に適し、効率良く、容易に温間鍛造を可能にするための析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼の温間鍛造方法及びその方法で製造された鍛造部品に関する。
【０００２】
【従来の技術】
ＳＵＳ６３０等の析出硬化型ステンレス鋼は、固溶化熱処理状態で冷間加工又は温間加工し、その後の時効処理により高強度を得ることが可能な鋼種であり、ステンレス鋼の中では最も高い強度を得ることができる鋼種であるため、機械構造材料、建築構造材料等で高強度と優れた耐食性を共に必要とする部位に使用されている。
【０００３】
前記したようにＳＵＳ６３０等の析出硬化型ステンレス鋼は、固溶化熱処理状態で所定形状への加工が施されるため、優れた加工性を得るには、固溶化熱処理によって硬度をできるだけ下げる必要がある。それに対し、実際に部品として使用する際には高強度を要求されるため、時効処理により高硬度の得られることが要求される。
【０００４】
以上の要求に対し、従来から広く使用されてきたＳＵＳ６３０は、固溶化熱処理を施して硬さを下げても、得られる硬さはＨＲＣ３５程度と冷鍛、温鍛等の塑性加工を容易に行うにはかなり厳しい硬さであり、冷鍛でボルト等を製造する際に加工性の面で問題が生じていた。
【０００５】
上記課題を解決するための試みが現在まで盛んに行われており、特許出願され公開されている。その内容は、化学成分の添加範囲を最適化し、従来と同様に固溶化熱処理しただけでも低い硬さが得られるようにして加工性を向上したことを特徴とする発明と、化学成分を適切な範囲に特定した上で、さらに適切な熱処理を行って低い硬さを得て、加工性を向上させたことを特徴とする発明の２種類に大きく分けられる。
【０００６】
前者に該当する発明としては、例えば特開平８−８５８５１号、特開平８−２２５８９４号、特開平８−３１１６１９号等がある。これらの発明に共通することは、実際に製造され使用されているＳＵＳ６３０に比べＣ、Ｎ含有率を低減（ＳＵＳ６３０の規格ではＣは０．０７％以下、Ｎは記載がなく、Ｃが０．０７％以下である限り、極力低減するかしないかに関係なくＳＵＳ６３０の範囲内となるものであるが、実際には製造上の理由から、Ｃは０．０３〜０．０５％、Ｎは０．０２５〜０．０３５％程度のものがほとんどである。）することによって固溶化熱処理後の硬さを低減しようとすることを特徴としている点にある。そして、Ｃ、Ｎの低減によって問題となる結晶粒粗大化による靭延性の低下や時効処理後の強度低下をＣ、Ｎ以外の成分添加量の最適化によって解決するための方策について開示されている。
【０００７】
また、後者に該当する発明としては、例えば特開平６−１７２９２９号、特開平８−８５８２２号等がある。これらの発明も前者の発明と同様に実際に製造されているＳＵＳ６３０に比べＣ、Ｎ量を低減して固溶化熱処理状態での硬さ低減を図る点では共通しているが、成分範囲の最適化に加え、さらに熱間圧延時に焼鈍したり、固溶化熱処理条件を最適化する等の方策によって硬さ以外の特性の劣化を防止しつつ固溶化熱処理状態での硬さを低くして、加工性の向上を図ることを特徴とするものである。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、前記した従来の発明には次の問題がある。
Ｃ、Ｎ量の低減は固溶化熱処理時の硬さを下げることだけを考えれば、確かに効果的な方法であるが、製造しやすさという面から考えると、大きな問題がある。すなわち、ステンレス鋼のＣ、Ｎ量の調整は製鋼時にＡＯＤ、ＶＯＤによって酸化精錬することにより行うのが通常であるが、通常レベルを超えた低減をしようとすると、この処理時間が長くなり、生産量が少量であれば対応可能であるが、常時生産するとなると、大きな負担となり、他鋼種の生産への影響が大きい。
【０００９】
また、Ｃ、Ｎ量の低減は従来から明らかなように結晶粒の粗大化による靭延性の低下や、時効処理後の強度低下をもたらす。前記発明にはこの問題を解決するための方策について記載されているが、いずれにしてもそのような問題が起きやすいことにかわりはなく、Ｃ、Ｎ量が通常レベルのままでも優れた冷間加工性が得られる方法が強く望まれていた。さらに、実際に成分規格を変更する場合には、硬さだけでなく全ての要求特性について問題がないか再検討されるのが普通であり、容易にできることではない。従って、従来のＳＵＳ６３０の成分のままで硬さを十分に低下させ、容易に鍛造加工することが可能となれば大きな普及の妨げとなる原因が一つ解消されることになり、産業上の価値は極めて大きいものとなる。
【００１０】
本発明はこのような課題を解決するために成されたものであり、その目的とするところは、Ｃ、Ｎ量がＳＵＳ６３０における通常量のままであっても時効処理前において優れた加工性を得ることができるのは勿論の事、ＳＵＳ６３０以外の析出硬化型ステンレス鋼を含め、加工性を大幅に改善可能な析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼の鍛造方法を提供することにある。
【００１１】
【課題を解決するための手段】
請求項１の発明は、時効処理を施し高強度化して使用され、かつＮｂと析出硬化元素であるＣｕを含有する析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼の温間鍛造方法であって、熱間圧延後室温まで冷却した後、８５０〜９５０℃に再加熱して１〜１６時間温度を保持した後、７００〜８００℃まで冷却して１〜１６時間温度を保持した後、マルテンサイト変態が終了する温度まで冷却するという中間焼鈍処理を施し、最後に６００〜６８０℃に加熱して１〜１６時間温度を保持した後、室温まで冷却するという軟化焼鈍処理を施した鋼を温間で鍛造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鋼の温間鍛造方法である。
【００１２】
本発明において注目すべきことは、析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼に対して、熱間圧延後に上記特定の条件で中間焼鈍処理、軟化焼鈍処理を行った材料を比較的低温の温間で鍛造することである。
【００１３】
なお、本発明で対象としている析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼とは、ＪＩＳやＡＩＳＩ等の外国規格で規定されている析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼のうちでＮｂと析出硬化元素であるＣｕを含有するという条件を満足するものは勿論、この条件を満足する規格鋼の成分を若干変更した改良鋼（Ｎｂ、Ｃｕの含有率を変更した鋼や、本発明の請求項３に示す鋼等）も含まれる。時効処理を施すことにより、高強度を得て使用されるＮｂ、Ｃｕ添加析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼であれば、本発明は後述する効果を確実に得ることができるからである。
【００１４】
本発明では、Ｃ＋Ｎ量に応じたＮｂを添加し、圧延状態で固溶しているＮｂ炭窒化物を、中間焼鈍処理時の加熱保持中に炭窒化物として析出させている。この結果、固溶強化に寄与するＣ、Ｎが減少し、硬さの上昇を小さく抑えることができる。
【００１５】
そして、中間焼鈍処理により析出させたＮｂ炭窒化物は、中間焼鈍処理時の加熱保持及びその後に施される軟化焼鈍処理によって大きな炭窒化物へと粗大化していく。その結果、Ｃ、Ｎ量が通常のレベルのままであっても鍛造が容易なレベルまで容易に硬さを下げることができる。
【００１６】
また、この軟化焼鈍処理時の加熱保持中においては前記炭窒化物の粗大化に加えてε−Ｃｕ相の析出、粗大化と逆変態オーステナイトの生成が促進される。この結果、炭窒化物の析出、粗大化による効果との相乗効果により、大きな硬さ低減効果が得られる。
【００１７】
以上説明した条件で熱処理することにより、従来の熱処理（固溶化熱処理のみ）を施す場合に比べかなり低い硬さに低減でき、このままでもある程度優れた加工性を有している。
【００１８】
しかしながら、以上の熱処理を施した材料は、従来の固溶化熱処理のみの材料とは異なり、比較的低い温度、具体的には室温から４００℃付近の温度に加熱するのみで、さらに硬さが低下し、変形抵抗が大幅に低下する。従って、前記した熱処理を施した上で、さらに比較的低温の温間（約４００℃以下）で鍛造した場合に、従来法では考えられないほど容易に鍛造加工可能となることを見出したものである。
【００１９】
次に本発明の鍛造方法で規定している熱処理条件の限定理由について以下に説明する。
【００２０】
中間焼鈍処理の前半の再加熱温度を８５０〜９５０℃、後半の加熱温度を７００〜８００℃の範囲で行うのは、圧延状態において固溶しているＮｂ炭窒化物を十分に析出及び粗大化させるためである。特に前半の加熱によって十分な析出を図り、後半の加熱によって、析出させた炭窒化物の粗大化を促進させる。この温度範囲より温度が高くても低くても炭窒化物の十分な析出及び粗大化がしにくくなるため、この温度範囲とした。加熱保持時間はＮｂ炭窒化物の析出と粗大化が十分に起きるだけの必要な時間とする必要があり、前半、後半共に下限を１時間とした。処理時間を長くするほど炭窒化物の析出及び粗大化が進行し、硬さ低減効果が大きくなるが、ある程度時間が経過すると、それ以上は硬さ低下効果が飽和してくる。また、当然生産性を考慮する必要があり、最低でも１時間以上とし、上限は生産性の問題から１６時間とした。なお、硬さ低減効果を十分に得るためには、少なくとも前半、後半のいずれか一方において４時間以上加熱保持することが望ましい。
【００２１】
なお、前半の加熱と後半の加熱の間の冷却速度は特に指定しないが、１００℃／ｈｒ以上、より好ましくは５００℃／ｈｒ以上の速度とする方が良い。これは１００℃／ｈｒ未満の冷却速度であっても特性は大きく低下しないが、冷却速度が遅くなると生産性が低下して、不利になるからである。１００℃／ｈｒ以上の冷却速度であれば生産性の点でも問題がなく、かつ後半の加熱保持によって炭窒化物は十分に析出及び粗大化し、狙いとする硬さ低減効果を得ることができる。
【００２２】
次に、中間焼鈍処理後においてはマルテンサイト変態が完了するまで冷却する。その理由は、マルテンサイト変態が十分に起きていない状態で再加熱して、その後の軟化焼鈍処理を行うと、軟化焼鈍処理によるε−Ｃｕ相の析出及び粗大化が不十分になるためである。
【００２３】
本発明では、中間焼鈍処理の後、さらに第２段目の加熱として、６００〜６８０℃の温度で１〜１６時間加熱保持し、室温まで冷却するという軟化焼鈍処理を行う。この熱処理は、中間焼鈍処理に加えて実施することにより、Ｎｂ炭窒化物をさらに粗大化させて硬さ低減効果をさらに大きくするために実施するものである。
【００２４】
また、この加熱保持によって、Ｎｂ炭窒化物の粗大化と共にε−Ｃｕ相が析出、粗大化し、かつ逆変態オーステナイトが適量生成され、さらに低い硬さを得ることができる。この軟化焼鈍処理の温度範囲を６００〜６８０℃としたのは、６００℃未満では、析出したε−Ｃｕ相が十分に粗大化しないため、かえって硬化してしまうという問題があり、６８０℃を超えると、変態温度を超えてマルテンサイト組織がオーステナイトに逆変態し、その後の冷却時に再度オーステナイトがマルテンサイトに変態するため、硬さ低減効果が得られなくなるという問題が生じるからである。
【００２５】
本発明では、以上説明した熱処理を施した後、温間にて所定の形状に鍛造する。鍛造温度（加熱温度）の上限は４００℃程度とするのが好ましい。これは、４００℃以下の加熱で十分に変形抵抗が低下し、容易に鍛造できるからである。これ以上の温度で加工すればさらに変形抵抗は低下するが、一方で、冷却時の熱収縮が大きくなり、寸法精度が低下する原因となる。また、これ以上の高温度への加熱は、エネルギー消費量が増加し、エネルギ−が無駄となるだけであるからである。また、下限温度としては、１００℃程度の低温での加熱でも室温に比べると確実に変形抵抗低下の効果が得られるが、室温に比べて明確に大きな加工性向上効果を得るためには、少なくとも１５０℃以上に加熱して鍛造することが好ましい。
【００２６】
但し、以上説明した熱処理（中間焼鈍処理−軟化焼鈍処理）が施されたステンレス鋼は、ε−Ｃｕ相が析出、粗大化し、かつ逆変態オーステナイトが生成しており、そのまま時効処理しても十分に高い硬度を得ることはできない。そのまま時効処理した場合、時効処理前に行った温間鍛造によって得られた加工硬化による強度向上効果はそのまま残存するが、加工は部位によって歪の大小があり、全部位で同等の強度向上効果が得られず、部位によっては高い強度が得られないという問題がある。従って、熱処理後に温間で所定形状に鍛造加工した後、再度固溶化熱処理を行ってから時効処理を施すことが必要となる。鍛造後に再度固溶化熱処理を施すことにより、前記した熱処理の影響が完全に消失するため、その後時効処理することにより、部位に関係なく高い強度を有する鍛造部品を得ることができる。
また、本発明の熱処理により低い硬さとすることができるので、以上説明した温間時の加工性の改善だけでなく、当然のごとく切削性も同時に改善することができる。
【００２７】
次に請求項２の発明のように、請求項１の温間鍛造方法のうち、中間焼鈍処理条件のみを８００〜８８０℃に再加熱して１〜１６時間温度を保持した後、マルテンサイト変態の終了する温度まで冷却するという条件に変更して実施しても良い。
【００２８】
加熱温度の範囲を８００〜８８０℃に設定したのは、請求項１における中間焼鈍処理の温度範囲決定理由と同様であり、この温度範囲がＮｂ炭窒化物を析出及び粗大化させるのに適した温度であるからである。この温度より高くても低くても炭窒化物が析出及び粗大化しにくくなり、熱処理後に十分に硬さが低下しなくなるためである。また、加熱保持時間を１〜１６時間としたのも、請求項１の中間焼鈍処理条件決定理由と全く同様である。
【００２９】
請求項２の発明における軟化焼鈍処理、鍛造条件については請求項１と全く同一である。
また、温間鍛造加工の後時効処理の前に固溶化熱処理が必要な点についても全く同様である。
【００３０】
次に請求項３に示すように、請求項１、２の温間鍛造方法で使用される析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼は、重量比にしてＣ：０．０６０％以下、Ｓｉ：０．６０％以下、Ｍｎ：１．００％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ｃｕ：２．５〜４．０％、Ｎｉ：３．５０〜６．００％、Ｃｒ：１４．００〜１６．００％、Ｎｂ：０．１５〜０．５５％、Ｎ：０．０３０％以下を含有し、かつＮｂ／（Ｃ＋Ｎ）≧５．００を満足し、残部がＦｅ及び不純物元素からなる鋼か、または耐食性改善のための▲１▼Ｍｏ：０．３０〜２．００％と、熱間加工性改善のための▲２▼Ｂ：０．０００５〜０．０１００％、Ｃａ：０．０００５〜０．０１００％、Ｍｇ：０．０００５〜０．０１００％、ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１００％と▲３▼Ｔｉ：０．０５〜０．５０％のうちの１種または２種以上の▲１▼〜▲３▼のうちの１種又は２種以上の元素を前記鋼にさらに含有させた鋼を用いると、前記方法による変形抵抗低減効果をより大きく得ることができ、容易に温間鍛造加工が可能である。
【００３１】
請求項３の発明では、含有するＣ＋Ｎ量に応じ十分な量のＮｂを添加することにより、請求項１の説明で記載した通り、中間焼鈍処理、軟化焼鈍処理によって、鋼中に含有するＣ、ＮをできるだけＮｂ炭窒化物として析出、成長（粗大化）させ、Ｃ、Ｎの固溶強化による硬さの上昇を抑えている。化学成分の範囲を特に限定していない請求項１、２の発明でもＮｂを含有しているのでこの効果は勿論得られるが、請求項３では、含有するＣ＋Ｎの量に応じてＮｂ添加量を調整しているので、その効果を確実に大きなものとすることができる。また、他の化学成分についても硬さが低減するように最適化しており、一部の範囲がＳＵＳ６３０と重複するが、重複範囲についても加工性の面からＳＵＳ６３０の範囲の中で適切な範囲を選択しているので、以下に各成分範囲の限定理由について説明する。
【００３２】
Ｃ：０．０６０％以下、Ｎ：０．０３０％以下
Ｃ、Ｎは侵入型元素であり固溶強化により硬さを上昇させ、加工性を低下させるため、温鍛性改善を目的とする本発明にとっては、可能な限り低減すべき元素である。本発明ではＮｂの添加によってＣ、ＮをＮｂ炭窒化物として析出させ、固溶強化による硬さの上昇を防止しているが、Ｃ、Ｎが多いほど硬さが上昇することに変わりはなく、できるだけ低減することが望ましい。しかしながら、前記した通りＣ、Ｎ量の低減は製鋼設備への負担が大となり、製造性を低下させるため、本発明では通常の製造条件で得られる上限値に設定しており、Ｃ、Ｎ量の上限をそれぞれ０．０６０％、０．０３０％とした。
【００３３】
Ｓｉ：０．６０％以下
Ｓｉは固溶強化により素材硬さ上昇の原因となる元素である。しかしながら、Ｓｉは脱酸剤として不可欠な元素であり、上限を厳しくしすぎると製造が難しくなるので、０．６０％までの範囲で添加できることとした。より望ましくは、上限を０．４０％とするのが良い。
【００３４】
Ｍｎ：１．００％以下
ＭｎはＳｉと同様に固溶強化により素材硬さ上昇の原因となる元素であるが、その一方で脱酸剤としても有効であり、δフェライトの生成を考慮するとある程度含有させることが必要である。しかしながら、硬さ上昇を抑えるためには、その含有は前記効果を得るための最低限の量とすべきであり、上限を１．００％とした。
【００３５】
Ｓ：０．０１５％以下
Ｓは製造上不純物として存在している元素であるが、多量に含有すると硫化物系の非金属介在物が増加し、鍛造時に割れが発生しやすくなるので、上限を０．０１５％とした。
【００３６】
Ｃｕ：２．５０〜４．００％
Ｃｕは固溶化熱処理後の時効処理により析出して高い強度を得るためと優れた耐食性を確保するために不可欠な元素であり、２．５０％以上含有させることが必要である。しかしながら、多量に含有させると熱間加工性が低下して製造性が悪くなるとともに、前記した析出硬化による強度向上効果が飽和するので、上限を４．００％とした。
【００３７】
Ｎｉ：３．５０〜６．００％
Ｎｉは本発明のステンレス鋼にとって必要な耐食性を確保するための基本元素であるとともに、高温におけるδフェライトの生成による熱間加工性の低下を抑えるために必要な元素である。また、強力なγ相形成元素であり、本発明で記載の軟化焼鈍処理後において適量の逆変態オーステナイトを生成させ、硬さ低減に効果のある元素でもある。従って、最低でも３．５０％以上含有させる必要がある。
【００３８】
しかしながら、多量に含有させると、Ｍｓ点が低下し固溶化熱処理後における組織中の残留オーステナイトが増加して析出硬化能が低下し必要な強度が得られなくなるので、上限を６．００％とした。
【００３９】
Ｃｒ：１４．００〜１６．００％
Ｃｒは、ステンレス鋼の特徴である優れた耐食性を得るための基本元素であり、最低でも１４．００％以上、好ましくは１５．００％以上の含有が必要である。
しかしながら、多量に含有させるとδフェライト量が増加し、熱間加工性や靱性が劣化するので、上限を１６．００％とした。
【００４０】
Ｎｂ：０．１５〜０．５５％、Ｎｂ／（Ｃ＋Ｎ）≧５．００
ＮｂはＣ、Ｎと結合して炭窒化物を形成し、固溶強化に寄与するＣ、Ｎ量を減少させて熱処理後の硬さ低減に効果のある元素である。また、Ｎｂはいわゆる安定化効果によってＣｒ炭化物の析出を防止し、耐食性を向上させる働きもある。
従って、Ｃ、Ｎの固溶強化による温鍛性の低下を防止するために必要十分な量をあらかじめ添加しておく必要があり、下限を０．１５％とした。
【００４１】
しかしながら、多量に含有させると、Ｃｒと同様にδフェライトの生成を助長し熱間加工性や靱性が劣化するので、上限を０．５５％とした。
なお、炭窒化物を十分に生成させて、固溶強化により硬さを上昇させるＣ、Ｎを減少させるためには、含有するＣ、Ｎの量に応じて十分なＮｂ量とする必要があり、その条件をＮｂ／（Ｃ＋Ｎ）≧５．００とした。
【００４２】
Ｍｏ：０．３０〜２．００％
Ｍｏは実際に使用する部位の使用環境に耐えられる耐食性を確保するために必要に応じ添加して、耐食性を向上することができる元素である。そして、未添加の場合に比べ優れた耐食性を明確に得るためには、最低でも０．３０％以上の含有が必要である。しかしながら、多量に含有させると、δフェライト量が増加して熱間加工性が低下するとともに、靱性が低下するので、上限を２．００％とした。
【００４３】
Ｂ：０．０００５〜０．０１００％、Ｃａ：０．０００５〜０．０１００％、Ｍｇ：０．０００５〜０．０１００％、ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１００％のうち１種または２種以上
Ｂ、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭは熱間加工性の改善のために必要に応じて添加できる元素である。そして、前記効果を十分に得るには、前記元素のうちの少なくとも１種以上を０．０００５％以上含有させることが必要である。しかしながら、多量に含有しても効果が飽和するので、上限を各元素共に０．０１００％とした。
【００４４】
Ｔｉ：０．０５〜０．５０％
ＴｉはＮｂと同様にＣ、Ｎと結合して炭窒化物を形成し、固溶強化に寄与するＣ、Ｎ量を減少させて熱処理後の硬さ低減に効果のある元素であるとともに、いわゆる安定化効果によってＣｒ炭化物の析出を防止し、耐食性を向上させる働きもある。従って、必要に応じて少量添加することにより、変形抵抗を低減させることができる。但し、添加による効果を確実に得るためには、最低でも０．０５％以上含有させる必要がある。
しかしながら、多量に含有させると、Ｃｒと同様にδフェライトの生成を助長し熱間加工性や靱性が劣化するので、上限を０．５０％とした。
【００４５】
また、本発明では必須条件としては限定していないが、製造上不純物として含有が避けられないＨは、多量に含有すると熱間圧延時に毛割れが発生しやすくなるとともに、本発明で得られた鋼を用いて部品に製造後の使用中において遅れ破壊を発生する可能性がある。従って、これらの不具合を防止するために、Ｈは、０．０００５％以下にその含有率を抑えることがより好ましい。
【００４６】
次に、請求項４の発明は、前記した請求項１〜３のうちのいずれか１項に記載の温間鍛造方法によって得られた製品に固溶化熱処理、時効処理を施して得られる強度、耐食性が共に優れた鍛造部品に関する発明である。
【００４７】
なお、この発明で行う固溶化熱処理、時効処理は、特別な方法ではなく、ＪＩＳＧ４３０３に記載されている方法等、析出硬化型ステンレス鋼の製造時に通常実施されている方法で良い。従って、通常行われている固溶化熱処理の後必要な強度に合わせて時効処理温度を適切に選択すれば良い。例えば、高強度が必要であればＨ９００の条件等のように、比較的低温で時効処理すれば良く、高強度よりも延び、絞りを重視したい場合には、Ｈ１１５０の条件等のように比較的高温の時効処理温度を選択して実施すれば良い。以上の方法を実施することにより、耐食性、強度が共に優れた鍛造部品を容易に製造することが可能である。
【００４８】
【実施例】
次に、本発明鋼の特徴を比較例と対比して、実施例により説明する。表１に実施例として用いた供試鋼の化学成分を示す。なお、供試鋼は短時間に多数の成分の鋼の評価をするため、３０ｋｇ真空誘導溶解炉によって溶解した鋼塊を用い、１２００℃に加熱して鍛伸することにより準備したものである。
【００４９】
【表１】
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【００５０】
表１において、１〜４鋼は請求項３で規定した成分範囲内の鋼であり、５〜７鋼はいずれかの成分が請求項３で規定した範囲を外れている鋼である。なお。５〜７鋼のうち、７鋼はＳＵＳ６３０の成分範囲内の鋼であり、５鋼はＳＵＳ６３０に対しＭｎ含有率が高い鋼に耐食性改善のため、Ｍｏを少量含有させた鋼であり、６鋼は、ＳＵＳ６３０に対しＮｂ含有率が低い鋼に熱間加工性改善のためにＣａを少量含有させたものである。
【００５１】
これら各供試鋼を使用し、据込みによる変形荷重（圧縮荷重）と押出しによる変形荷重（押出荷重）について、室温〜４００℃の間で変化させて実測を行った。以下に試験方法について説明する。
【００５２】
まず、表１に示す供試鋼全てに対し、表２に示す３条件のうちの条件２、３の熱処理をそれぞれ施し、据込みによる変形荷重（圧縮荷重）を評価した。そして、本発明による効果を明確にするために、請求項３の成分範囲内の鋼である１鋼とＳＵＳ６３０の成分範囲内の鋼である７鋼に条件１の熱処理（従来実施されてきた固溶化熱処理）を施した実施例（試験Ｎｏ．１、１４）も同時に実施した。
【００５３】
次に、表１に示す供試鋼のうち、１、２、７鋼に対し、表２に示す条件２、３の熱処理をそれぞれ施し、押出しによる変形荷重（押出荷重）を評価した。また、圧縮荷重と同様に押出荷重の低減に対する本発明による効果を明確にするために、請求項３の成分範囲内の鋼である１鋼とＳＵＳ６３０の成分範囲内の鋼である７鋼に条件１の熱処理（従来実施されてきた固溶化熱処理）を施した鋼に対しても同様に押出荷重を測定した。
【００５４】
【表２】
2004018990.tif 000003
【００５５】
次に据込み、押出し時の変形荷重の詳細な測定方法について説明する。
（１）据込みによる変形荷重（圧縮荷重）の測定
据込みによる変形荷重の測定は、円筒型試験片を圧縮加工した際の荷重を測定することにより実施した。試験は、上記熱処理した供試材を機械加工して、直径５ｍｍ、高さ７．５ｍｍの円筒型試験片を準備し、富士電波工機（株）製の熱間加工再現試験装置（サーメックマスター）を使用して、室温、２００℃、３００℃、４００℃の各温度で圧縮加工し、その加工時の最大荷重を測定することにより評価した。荷重は圧縮率が４０％狙い（実績値３９％）、６０％狙い（実績値５７％）の２種類についてそれぞれ測定した。
【００５６】
（２）押出しによる変形荷重（押出荷重）の測定
押出し加工した際の変形荷重の測定は、円筒型試験片を押出し加工した際の荷重を測定することにより実施した。試験は、上記熱処理した供試鋼を機械加工して、直径１４．６ｍｍ、高さ２０．０ｍｍの円筒型試験片を準備し、電気炉で所定温度に加熱した試験片を、縦形プレス機を使用して前方押出し加工し、その加工時の最大荷重を測定することにより評価した。なお、使用した押出し用金型の仕様は、コンテナー内径１４．６５ｍｍ、ダイ出口径７．５０ｍｍ、ダイ角度１２０度であり、パンチは直径１４．６０ｍｍのハイス製である。また、潤滑はステンレス用の鍛造加工で使用されている市販の潤滑油を用いて行った。
試験結果を表３に示す。
【００５７】
【表３】
2004018990.tif 000004
【００５８】
表３から明らかなように、各供試鋼に対して本発明の条件範囲内の熱処理を行った鋼は、室温においてもＳＵＳ６３０である７鋼に通常の固溶化熱処理を施した場合に比べ圧縮荷重が低下し、加工性が向上していることが確認できた。
【００５９】
さらに、注目すべきことは従来通り固溶化熱処理のみ行った鋼材が、４００℃以下の範囲で加熱しても、室温での場合と圧縮荷重に大きな低減効果が認められなかったのに対し、本発明の熱処理を施した供試材は、圧縮荷重が大幅に低下したことである。特に、成分範囲が請求項３の範囲内である１〜４鋼は、荷重低減効果が大きく、室温から３００℃に加熱するだけで、約２０％も低下（従来例と比較すると約２／３倍に低下）することが確認できた。これは、成分の最適化により、その効果をさらに大きくできることを意味している。
【００６０】
また、当然のことであるが、加熱温度を３００℃でなく４００℃に高めることにより、さらに荷重は低下する。被加工材を４００℃以下に加熱しても、鍛造用工具への熱伝導による工具強度への影響がほとんどないことを考えると、大幅な寿命改善が期待できる。また、２００℃の加熱でも、３００℃加熱ほどではないが、大きな効果が得られており、本発明の熱処理を施した後、室温に近い低温加熱によって、加工性を大幅に向上できることがわかる。
【００６１】
また、１、２、７鋼を用いて実施した押出し荷重の測定結果でも同様の効果が得られており、本発明の熱処理を施した後、室温に近い比較的低温の加熱によって、加工性を大幅に向上できることがわかる。
【００６２】
以上示したデータから明らかなように、本発明の温間鍛造方法を施すことにより、大幅に加工に必要な荷重が減少するので、従来高価なパンチを用いないと加工が困難であった場合でも安価なパンチで容易に加工が可能となることは勿論であるが、従来の方法では到底困難であった厳しい加工が可能になるという加工限界を高める効果を有する点で大きなメリットがある。
【００６３】
また、一部の成分が請求項３で規定した範囲を外れている５〜７鋼も、固溶強化によって硬さを高める効果を有するＭｎの含有率が高かったり（５鋼）、最も固溶強化効果の大きいＣ、Ｎと結合して硬さ低減に寄与するＮｂ含有率が低い（６鋼）等が原因で、１〜４鋼に比べると若干高い変形抵抗となったが、ＳＵＳ６３０を通常の方法で熱処理した場合（試験Ｎｏ．１４）に比べれば著しく低い変形抵抗となることが確認できた。
【００６４】
次に、熱処理条件を様々に変化させた場合において、変形抵抗がどのように変化するかを確認した別の実施例について以下に説明する。
【００６５】
供試材として、前記表１に示した供試材のうち請求項３の成分の条件を満足する１鋼を用い、中間焼鈍条件（温度、保持時間）、軟化焼鈍条件（温度、保持時間）を変化させて、変形抵抗がどのように変化するか調査した（押出荷重の測定は一部のみ実施）。結果を表４に示す。
【００６６】
【表４】
2004018990.tif 000005
【００６７】
表４から明らかなように、請求項３で規定した成分範囲内の鋼を用いて熱処理をした場合でも、焼鈍温度の条件がはずれていたり、保持時間が短かった場合には、得られる効果が小さくなることが判明した。従って、本発明の効果を十分に得るためには、本発明で規定した条件で熱処理を行った後、温間鍛造することが必要であることがわかる。
【００６８】
以上、様々な熱処理条件で実験した結果を示したが、以上示した実施例は全て、多数の条件を短時間に試験するために、３０ｋｇ真空誘導溶解炉による溶解材を用いて実験したものである。そこで、実製造設備で製造した鋼についても同様な条件で熱処理を行ったが、同じように優れた結果が得られることが確認された。
【００６９】
また、温間鍛造後に再度固溶化熱処理を実施し、その後通常行われている時効処理を行ってから、硬さを測定することにより、得られた鍛造部品の強度を確認したが、従来の熱処理方法である固溶化熱処理後に時効処理した材料と同等の高い硬度が得られることが確認できた。
【００７０】
【発明の効果】
以上説明した通り、本発明では、成分範囲を最適化し、特定の条件で熱処理後、比較的低温で加熱して温間鍛造することによって、従来冷鍛がかなり難しい鋼種として位置づけられていたＳＵＳ６３０等のＮｂ、Ｃｕ添加析出硬化型ステンレス鋼（ＳＵＳ６３０に耐食性改善元素（Ｍｏ）、熱間加工性改善元素（Ｂ，Ｃａ，Ｍｇ，ＲＥＭ）、変形抵抗改善元素（Ｔｉ）を追加添加する等の方法で成分面での改良を加えた鋼も含む）の鍛造時の変形抵抗を大幅に低下させることができ、従来行われてきた鍛造部品の製造を、金型、パンチ寿命の向上によってより容易に行うことが可能となるだけでなく、従来では金型やパンチへの負荷が大きすぎて不可能と考えられていた加工を可能にし、加工限界を向上させるという大きな効果を有するものである。従って、締結ボルト等、耐食性と強度が共に要求される部品を、析出硬化型ステンレス鋼を用いて効率良く製造することが可能となる。また、低い硬さとすることができるので、切削性も同時に改善することができ、鍛造部品のコスト低減に大きく貢献することができる。