JP2000129401A - 高いばね特性を有する高靱性調質圧延マルテンサイト系ステンレス鋼板およびその製造法 - Google Patents
高いばね特性を有する高靱性調質圧延マルテンサイト系ステンレス鋼板およびその製造法Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 高いばね特性と靱性を兼ね備えた安価なマル
テンサイト系高強度ステンレス鋼板を提供する。 【解決手段】 質量％で、C:0.03%超え〜0.15%，Si:0.2
〜2.0%，Mn:1.0%以下，P:0.06%以下，S:0.01%以下，Ni:
2.0〜6.0%，Cr:14.0〜17.8%，N:0.03%超え〜0.12%を含
み、Ｈ値＝363C−12Si−14Mn−26Ni−18Cr−107N＋818
が380〜480、好ましくはさらにＭ値＝−1667(C＋N)−28
Si−33Mn−61Ni−41.7Cr＋1305が60以上、Ａ値＝30(C＋
N)−1.5Si＋0.5Mn＋Ni−1.3Cr＋11.8が−3.0以上となる
化学組成を有し、1050℃以下で焼鈍された平均旧オース
テナイト粒径が35μm以下，残留オーステナイトが25体
積％以下，δフェライトが10体積％以下の焼鈍鋼板に圧
延率1〜10％の調質圧延を施して高強度鋼板を得る。
テンサイト系高強度ステンレス鋼板を提供する。 【解決手段】 質量％で、C:0.03%超え〜0.15%，Si:0.2
〜2.0%，Mn:1.0%以下，P:0.06%以下，S:0.01%以下，Ni:
2.0〜6.0%，Cr:14.0〜17.8%，N:0.03%超え〜0.12%を含
み、Ｈ値＝363C−12Si−14Mn−26Ni−18Cr−107N＋818
が380〜480、好ましくはさらにＭ値＝−1667(C＋N)−28
Si−33Mn−61Ni−41.7Cr＋1305が60以上、Ａ値＝30(C＋
N)−1.5Si＋0.5Mn＋Ni−1.3Cr＋11.8が−3.0以上となる
化学組成を有し、1050℃以下で焼鈍された平均旧オース
テナイト粒径が35μm以下，残留オーステナイトが25体
積％以下，δフェライトが10体積％以下の焼鈍鋼板に圧
延率1〜10％の調質圧延を施して高強度鋼板を得る。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、各種ばね，メタル
ガスケット，メタルマスク，フラッパーバルブ，スチー
ルベルトなどの高強度ステンレス鋼分野のうち特に高い
ばね特性が要求される用途に好適に適用できる、ばね特
性と靱性に優れた安価な調質圧延マルテンサイト系ステ
ンレス鋼板およびその製造法に関するものである。
ガスケット，メタルマスク，フラッパーバルブ，スチー
ルベルトなどの高強度ステンレス鋼分野のうち特に高い
ばね特性が要求される用途に好適に適用できる、ばね特
性と靱性に優れた安価な調質圧延マルテンサイト系ステ
ンレス鋼板およびその製造法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】従来より、各種ばね，メタルガスケッ
ト，メタルマスク，スチールベルトなどの高強度用途に
用いられているステンレス鋼として以下のものが挙げら
れる。
ト，メタルマスク，スチールベルトなどの高強度用途に
用いられているステンレス鋼として以下のものが挙げら
れる。
【０００３】（Ａ）SUS301やSUS304などのオーステナイ
ト系ステンレス鋼を冷間圧延によって硬化させた「加工
硬化型ステンレス鋼」。これは、冷間加工によって誘起
されたマルテンサイト自身の硬さを利用するものであ
る。
ト系ステンレス鋼を冷間圧延によって硬化させた「加工
硬化型ステンレス鋼」。これは、冷間加工によって誘起
されたマルテンサイト自身の硬さを利用するものであ
る。
【０００４】（Ｂ）SUS630に代表される「析出硬化型ス
テンレス鋼」。これは、時効処理前の硬さが低く、加工
性に優れる。時効処理後では析出硬化による高強度を発
現し、溶接軟化抵抗も高いので、この特徴を活かして溶
接が必要な各種ばね，スチールベルト等に用いられてい
る。本出願人らもこの種のステンレス鋼において靱性や
捩り特性を改善したものを特開平7−157850号公報，特
開平8−74006号公報として紹介した。
テンレス鋼」。これは、時効処理前の硬さが低く、加工
性に優れる。時効処理後では析出硬化による高強度を発
現し、溶接軟化抵抗も高いので、この特徴を活かして溶
接が必要な各種ばね，スチールベルト等に用いられてい
る。本出願人らもこの種のステンレス鋼において靱性や
捩り特性を改善したものを特開平7−157850号公報，特
開平8−74006号公報として紹介した。
【０００５】（Ｃ）焼鈍状態あるいは圧延率数％の調質
圧延状態で高強度を有する「焼入れ硬化型ステンレス
鋼」。これは、オーステナイト相あるいはオーステナイ
ト相＋フェライト相の温度領域から室温へ焼入れして得
られるマルテンサイト相を利用して高強度化を図るもの
であり、高価な析出硬化元素を要せず製造工程も比較的
少ないことから、原料コスト・製造コストとも比較的安
価である。本出願人らもこの種のステンレス鋼として、
スチールベルト用低炭素マルテンサイト系ステンレス鋼
を特公昭51−31085号公報に、また面内異方性の小さい
高延性高強度の複相組織ステンレス鋼を特開昭63−7338
号公報にそれぞれ紹介した。
圧延状態で高強度を有する「焼入れ硬化型ステンレス
鋼」。これは、オーステナイト相あるいはオーステナイ
ト相＋フェライト相の温度領域から室温へ焼入れして得
られるマルテンサイト相を利用して高強度化を図るもの
であり、高価な析出硬化元素を要せず製造工程も比較的
少ないことから、原料コスト・製造コストとも比較的安
価である。本出願人らもこの種のステンレス鋼として、
スチールベルト用低炭素マルテンサイト系ステンレス鋼
を特公昭51−31085号公報に、また面内異方性の小さい
高延性高強度の複相組織ステンレス鋼を特開昭63−7338
号公報にそれぞれ紹介した。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】しかし、上記従来のス
テンレス鋼はそれぞれ次のような欠点を有している。
（Ａ）の加工硬化型ステンレス鋼では、強度・ばね特性
を高いレベルで得るために、かなり強度の冷間加工を施
して多量のマルテンサイトを形成させる必要がある。し
かも加工温度が高いとマルテンサイトが形成されにくく
なるため、材料温度が上昇しないように低速で冷間加工
しなければならず、生産性も低い。また、若干の成分変
動でもオーステナイト相の安定度が変化するため、一定
の冷間加工を付与しても一定のマルテンサイト量が得ら
れず、製品特性にバラツキが生じやすい。
テンレス鋼はそれぞれ次のような欠点を有している。
（Ａ）の加工硬化型ステンレス鋼では、強度・ばね特性
を高いレベルで得るために、かなり強度の冷間加工を施
して多量のマルテンサイトを形成させる必要がある。し
かも加工温度が高いとマルテンサイトが形成されにくく
なるため、材料温度が上昇しないように低速で冷間加工
しなければならず、生産性も低い。また、若干の成分変
動でもオーステナイト相の安定度が変化するため、一定
の冷間加工を付与しても一定のマルテンサイト量が得ら
れず、製品特性にバラツキが生じやすい。
【０００７】（Ｂ）の析出硬化型ステンレス鋼では、Ｃ
ｕ，Ａｌ，Ｔｉ，Ｍｏといった時効硬化元素を必要とす
る。これらは一般に高価であるため、原料コストが高く
なる。また、時効炉が必要で多大な初期設備投資が要求
されるとともに、多工程となるため製造コストも高くつ
く。
ｕ，Ａｌ，Ｔｉ，Ｍｏといった時効硬化元素を必要とす
る。これらは一般に高価であるため、原料コストが高く
なる。また、時効炉が必要で多大な初期設備投資が要求
されるとともに、多工程となるため製造コストも高くつ
く。
【０００８】（Ｃ）の焼入れ硬化型ステンレス鋼では、
（Ａ）や（Ｂ）のステンレス鋼と比べ強度が低い。その
うえ、強度向上を図るために調質圧延を施すと靱性が損
なわれる。その結果、靱性を確保しながら高いレベルの
強度をこの種のステンレス鋼で実現することは容易では
なく、現実に、そのような鋼は出現していない。
（Ａ）や（Ｂ）のステンレス鋼と比べ強度が低い。その
うえ、強度向上を図るために調質圧延を施すと靱性が損
なわれる。その結果、靱性を確保しながら高いレベルの
強度をこの種のステンレス鋼で実現することは容易では
なく、現実に、そのような鋼は出現していない。
【０００９】近年、各種ばね，メタルガスケット，メタ
ルマスクなどの高強度用途では、高いばね特性と靱性と
を両立させた高強度ステンレス鋼板であって、しかも安
価なものが強く要求されている。従来のステンレス鋼で
は、前記（Ａ）〜（Ｃ）のいずれの鋼種においても、こ
のような厳しい要求に十分対応できるものは見当たらな
い。本発明は、かかる現状に鑑み、高いばね特性と靱性
を兼ね備え、しかも原料コストおよび製造コストを低く
抑えることのできる高強度ステンレス鋼板を提供するこ
とを目的とする。
ルマスクなどの高強度用途では、高いばね特性と靱性と
を両立させた高強度ステンレス鋼板であって、しかも安
価なものが強く要求されている。従来のステンレス鋼で
は、前記（Ａ）〜（Ｃ）のいずれの鋼種においても、こ
のような厳しい要求に十分対応できるものは見当たらな
い。本発明は、かかる現状に鑑み、高いばね特性と靱性
を兼ね備え、しかも原料コストおよび製造コストを低く
抑えることのできる高強度ステンレス鋼板を提供するこ
とを目的とする。
【００１０】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、詳細な研
究の結果、前記（Ｃ）の焼入れ硬化型ステンレス鋼に分
類される新規な鋼板によって上記目的が達成されること
を見出した。
究の結果、前記（Ｃ）の焼入れ硬化型ステンレス鋼に分
類される新規な鋼板によって上記目的が達成されること
を見出した。
【００１１】請求項１の発明は、質量％で、Ｃ：0.03％
超え〜0.15％，Ｓｉ：0.2〜2.0％，Ｍｎ：1.0％以下，
Ｐ：0.06％以下，Ｓ：0.01％以下，Ｎｉ：2.0〜6.0％，
Ｃｒ：14.0〜17.8％，Ｎ：0.03％超え〜0.12％を含み、
残部がＦｅおよび不可避的不純物であり、下記(1)式で
定義されるＨ値が380〜480となる化学組成を有し、平均
旧オーステナイト粒径が35μm以下，残留オーステナイ
トが25体積％以下，δフェライトが10体積％以下の焼鈍
鋼板に調質圧延が施されたマルテンサイト主体の金属組
織を有し、ばね限界値が1100Ｎ／mm2以上の特性を有す
る調質圧延マルテンサイト系ステンレス鋼板である。 Ｈ値＝363Ｃ−12Ｓｉ−14Ｍｎ−26Ｎｉ−18Ｃｒ−107Ｎ＋818 ・・(1)
超え〜0.15％，Ｓｉ：0.2〜2.0％，Ｍｎ：1.0％以下，
Ｐ：0.06％以下，Ｓ：0.01％以下，Ｎｉ：2.0〜6.0％，
Ｃｒ：14.0〜17.8％，Ｎ：0.03％超え〜0.12％を含み、
残部がＦｅおよび不可避的不純物であり、下記(1)式で
定義されるＨ値が380〜480となる化学組成を有し、平均
旧オーステナイト粒径が35μm以下，残留オーステナイ
トが25体積％以下，δフェライトが10体積％以下の焼鈍
鋼板に調質圧延が施されたマルテンサイト主体の金属組
織を有し、ばね限界値が1100Ｎ／mm2以上の特性を有す
る調質圧延マルテンサイト系ステンレス鋼板である。 Ｈ値＝363Ｃ−12Ｓｉ−14Ｍｎ−26Ｎｉ−18Ｃｒ−107Ｎ＋818 ・・(1)
【００１２】ここで、(1)式右辺の元素記号の箇所に
は、それぞれの元素の含有量を質量％で表した値が代入
される。旧オーステナイト粒径とは、焼鈍時の加熱温度
で生成していたオーステナイト相における粒径であり、
焼鈍後のマルテンサイト主体の金属組織において形跡を
残している。マルテンサイト主体の金属組織とは、概ね
70体積％以上のマルテンサイト相（焼入れマルテンサイ
トと調質圧延で生じた加工誘起マルテンサイトを含む）
を有する金属組織であり、上記規定範囲の残留オーステ
ナイト，δフェライトの他、炭化物などが含まれていて
もよい。ばね限界値はJIS H 3130に準じた測定値であ
り、幅10mm，長さ約150mmの短冊状試験片を用いた場合
の永久たわみ量が0.1mmとなる時の値を採用する。調質
圧延マルテンサイト系ステンレス鋼板とは、焼鈍後に調
質圧延が施された状態のマルテンサイト系ステンレス鋼
板をいう。
は、それぞれの元素の含有量を質量％で表した値が代入
される。旧オーステナイト粒径とは、焼鈍時の加熱温度
で生成していたオーステナイト相における粒径であり、
焼鈍後のマルテンサイト主体の金属組織において形跡を
残している。マルテンサイト主体の金属組織とは、概ね
70体積％以上のマルテンサイト相（焼入れマルテンサイ
トと調質圧延で生じた加工誘起マルテンサイトを含む）
を有する金属組織であり、上記規定範囲の残留オーステ
ナイト，δフェライトの他、炭化物などが含まれていて
もよい。ばね限界値はJIS H 3130に準じた測定値であ
り、幅10mm，長さ約150mmの短冊状試験片を用いた場合
の永久たわみ量が0.1mmとなる時の値を採用する。調質
圧延マルテンサイト系ステンレス鋼板とは、焼鈍後に調
質圧延が施された状態のマルテンサイト系ステンレス鋼
板をいう。
【００１３】請求項２の発明は、質量％で、Ｃ：0.03％
超え〜0.15％，Ｓｉ：0.2〜2.0％，Ｍｎ：1.0％以下，
Ｐ：0.06％以下，Ｓ：0.01％以下，Ｎｉ：2.0〜6.0％，
Ｃｒ：14.0〜17.8％，Ｎ：0.03％超え〜0.12％を含み、
残部がＦｅおよび不可避的不純物であり、下記(1)式で
定義されるＨ値が380〜480、下記(2)式で定義されるＭ
値が60以上、かつ下記(3)式で定義されるＡ値が−3.0以
上となる化学組成を有し、平均旧オーステナイト粒径が
35μm以下の焼鈍鋼板に調質圧延が施されたマルテンサ
イト主体の金属組織を有し、ばね限界値が1300Ｎ／mm2
以上の特性を有する調質圧延マルテンサイト系ステンレ
ス鋼板である。 Ｈ値＝363Ｃ−12Ｓｉ−14Ｍｎ−26Ｎｉ−18Ｃｒ−107Ｎ＋818 ・・(1) Ｍ値＝−1667(Ｃ＋Ｎ)−28Ｓｉ−33Ｍｎ−61Ｎｉ−41.7Ｃｒ＋1305 ・・(2) Ａ値＝30(Ｃ＋Ｎ)−1.5Ｓｉ＋0.5Ｍｎ＋Ｎｉ−1.3Ｃｒ＋11.8 ・・(3)
超え〜0.15％，Ｓｉ：0.2〜2.0％，Ｍｎ：1.0％以下，
Ｐ：0.06％以下，Ｓ：0.01％以下，Ｎｉ：2.0〜6.0％，
Ｃｒ：14.0〜17.8％，Ｎ：0.03％超え〜0.12％を含み、
残部がＦｅおよび不可避的不純物であり、下記(1)式で
定義されるＨ値が380〜480、下記(2)式で定義されるＭ
値が60以上、かつ下記(3)式で定義されるＡ値が−3.0以
上となる化学組成を有し、平均旧オーステナイト粒径が
35μm以下の焼鈍鋼板に調質圧延が施されたマルテンサ
イト主体の金属組織を有し、ばね限界値が1300Ｎ／mm2
以上の特性を有する調質圧延マルテンサイト系ステンレ
ス鋼板である。 Ｈ値＝363Ｃ−12Ｓｉ−14Ｍｎ−26Ｎｉ−18Ｃｒ−107Ｎ＋818 ・・(1) Ｍ値＝−1667(Ｃ＋Ｎ)−28Ｓｉ−33Ｍｎ−61Ｎｉ−41.7Ｃｒ＋1305 ・・(2) Ａ値＝30(Ｃ＋Ｎ)−1.5Ｓｉ＋0.5Ｍｎ＋Ｎｉ−1.3Ｃｒ＋11.8 ・・(3)
【００１４】ここで、(1)〜(3)式右辺の元素記号の箇所
には、それぞれの元素の含有量を質量％で表した値が代
入される。
には、それぞれの元素の含有量を質量％で表した値が代
入される。
【００１５】請求項３の発明は、 請求項１で規定した
化学組成を有し、平均旧オーステナイト粒径が35μm以
下，残留オーステナイトが25体積％以下，δフェライト
が10体積％以下である焼入れマルテンサイト主体の金属
組織に調整された焼鈍鋼板に対して、圧延率1〜10％の
調質圧延を施す、ばね特性と靱性に優れた調質圧延マル
テンサイト系ステンレス鋼板の製造法である。
化学組成を有し、平均旧オーステナイト粒径が35μm以
下，残留オーステナイトが25体積％以下，δフェライト
が10体積％以下である焼入れマルテンサイト主体の金属
組織に調整された焼鈍鋼板に対して、圧延率1〜10％の
調質圧延を施す、ばね特性と靱性に優れた調質圧延マル
テンサイト系ステンレス鋼板の製造法である。
【００１６】ここで、焼入れマルテンサイトが主体の金
属組織とは、概ね70体積％以上の焼入れマルテンサイト
相を有する金属組織であり、上記規定範囲の残留オース
テナイト，δフェライトの他、炭化物などが含まれてい
てもよい。
属組織とは、概ね70体積％以上の焼入れマルテンサイト
相を有する金属組織であり、上記規定範囲の残留オース
テナイト，δフェライトの他、炭化物などが含まれてい
てもよい。
【００１７】請求項４の発明は、請求項２で規定した化
学組成を有し、平均旧オーステナイト粒径が35μm以下
である焼入れマルテンサイト主体の金属組織を有する焼
鈍鋼板に対し、圧延率1〜10％の調質圧延を施す、ばね
特性と靱性に優れた調質圧延マルテンサイト系ステンレ
ス鋼板の製造法である。
学組成を有し、平均旧オーステナイト粒径が35μm以下
である焼入れマルテンサイト主体の金属組織を有する焼
鈍鋼板に対し、圧延率1〜10％の調質圧延を施す、ばね
特性と靱性に優れた調質圧延マルテンサイト系ステンレ
ス鋼板の製造法である。
【００１８】請求項５の発明は、請求項２で規定した化
学組成を有する鋼板を、1050℃以下の温度で焼鈍した
後、圧延率1〜10％の調質圧延を施す、ばね特性と靱性
に優れた調質圧延マルテンサイト系ステンレス鋼板の製
造法である。
学組成を有する鋼板を、1050℃以下の温度で焼鈍した
後、圧延率1〜10％の調質圧延を施す、ばね特性と靱性
に優れた調質圧延マルテンサイト系ステンレス鋼板の製
造法である。
【００１９】請求項６の発明は、請求項５の発明におい
て、焼鈍が950〜1050℃の温度に0〜300秒保持して行う
ものである点を規定したものである。
て、焼鈍が950〜1050℃の温度に0〜300秒保持して行う
ものである点を規定したものである。
【００２０】請求項７の発明は、請求項３〜６の発明に
おいて、調質圧延の圧延率を3〜10％に規定したもので
ある。
おいて、調質圧延の圧延率を3〜10％に規定したもので
ある。
【００２１】
【発明の実施の形態】発明者らは研究の結果、Ｃ，Ｎの
添加量を調整しＮｉを適量添加したマルテンサイト系ス
テンレス鋼において、従来の焼入れ硬化型ステンレス鋼
よりも高い強度および靱性を呈し、加工硬化型ステンレ
ス鋼よりも製造性に優れかつ製品特性のバラツキも少な
く、析出硬化型ステンレス鋼よりも安価な高強度鋼板が
得られることを知見した。しかも、得られた鋼板に調質
圧延を施すとばね限界値が飛躍的に向上することがわか
った。ただし、単に高強度化した鋼板に調質圧延を施し
ても、常に高い靱性およびばね特性が得られるわけでは
ない。詳細な検討の結果、焼鈍後層状に生成するδフェ
ライトを極力低減し、かつ残留オーステナイト量が一定
以下となる特定の化学組成範囲に調整するとともに、旧
オーステナイト粒径の粗大化を防止すること、さらに
は、調質圧延の圧下率を適正範囲に調整することが非常
に重要であることが明らかとなった。以下、本発明を特
定するための事項について説明する。
添加量を調整しＮｉを適量添加したマルテンサイト系ス
テンレス鋼において、従来の焼入れ硬化型ステンレス鋼
よりも高い強度および靱性を呈し、加工硬化型ステンレ
ス鋼よりも製造性に優れかつ製品特性のバラツキも少な
く、析出硬化型ステンレス鋼よりも安価な高強度鋼板が
得られることを知見した。しかも、得られた鋼板に調質
圧延を施すとばね限界値が飛躍的に向上することがわか
った。ただし、単に高強度化した鋼板に調質圧延を施し
ても、常に高い靱性およびばね特性が得られるわけでは
ない。詳細な検討の結果、焼鈍後層状に生成するδフェ
ライトを極力低減し、かつ残留オーステナイト量が一定
以下となる特定の化学組成範囲に調整するとともに、旧
オーステナイト粒径の粗大化を防止すること、さらに
は、調質圧延の圧下率を適正範囲に調整することが非常
に重要であることが明らかとなった。以下、本発明を特
定するための事項について説明する。
【００２２】Ｃは、固溶強化により鋼の強度を上昇さ
せ、かつ高温でのδフェライトの生成を抑制する重要な
元素である。有効な固溶強化能を得るためには0.03質量
％を超える添加が必要である。しかし、Ｃ含有量が多く
なるに伴い焼鈍後に多量のオーステナイトが残留し、高
強度を得るのが困難になるばかりでなく、靱性・ばね特
性も劣化する。特に0.15質量％を超えると調質圧延後に
おいても多量のオーステナイトが残留し、好ましくな
い。したがって、Ｃ含有量は0.03質量％超え〜0.15質量
％とする。
せ、かつ高温でのδフェライトの生成を抑制する重要な
元素である。有効な固溶強化能を得るためには0.03質量
％を超える添加が必要である。しかし、Ｃ含有量が多く
なるに伴い焼鈍後に多量のオーステナイトが残留し、高
強度を得るのが困難になるばかりでなく、靱性・ばね特
性も劣化する。特に0.15質量％を超えると調質圧延後に
おいても多量のオーステナイトが残留し、好ましくな
い。したがって、Ｃ含有量は0.03質量％超え〜0.15質量
％とする。
【００２３】Ｓｉは、固溶強化能が大きく、マトリック
スを強化する。この作用はＳｉ含有量が0.2質量％以上
で顕著に現れる。しかし、2.0質量％を超えて含有させ
ても固溶強化作用は飽和するとともに、δフェライト相
の生成が助長されることによる靱性，ばね特性の劣化が
目立つようになる。したがって、Ｓｉ含有量は0.2〜2.0
質量％とした。
スを強化する。この作用はＳｉ含有量が0.2質量％以上
で顕著に現れる。しかし、2.0質量％を超えて含有させ
ても固溶強化作用は飽和するとともに、δフェライト相
の生成が助長されることによる靱性，ばね特性の劣化が
目立つようになる。したがって、Ｓｉ含有量は0.2〜2.0
質量％とした。
【００２４】Ｍｎは、高温域でのδフェライト相の生成
を抑制する。しかし、多量のＭｎ含有は焼鈍後の残留オ
ーステナイト量を多くし、強度・ばね特性の低下原因と
なる。このため、Ｍｎ含有量は1.0質量％以下とする。
なお、好ましいＭｎ含有量の範囲は0.2〜0.6質量％であ
る。
を抑制する。しかし、多量のＭｎ含有は焼鈍後の残留オ
ーステナイト量を多くし、強度・ばね特性の低下原因と
なる。このため、Ｍｎ含有量は1.0質量％以下とする。
なお、好ましいＭｎ含有量の範囲は0.2〜0.6質量％であ
る。
【００２５】Ｐは、靱性および耐食性を劣化させる原因
となるので、少ないほど望ましい。Ｐ含有量は0.06質量
％以下に規定する。
となるので、少ないほど望ましい。Ｐ含有量は0.06質量
％以下に規定する。
【００２６】Ｓは、ＭｎＳなどの非金属介在物として鋼
中に存在し、靱性に悪影響を及ぼす。また、熱間加工時
には粒界に偏析して熱間加工性を著しく劣化させる。Ｓ
含有量は少ないほど望ましく、0.01質量％以下に規定す
る。
中に存在し、靱性に悪影響を及ぼす。また、熱間加工時
には粒界に偏析して熱間加工性を著しく劣化させる。Ｓ
含有量は少ないほど望ましく、0.01質量％以下に規定す
る。
【００２７】Ｎｉは、同じオーステナイト生成元素であ
るＣ，Ｎの一部を置換して多量のＣ，Ｎ添加による靱性
低下を防止するうえで有効である。また、δフェライト
相の生成を抑制する。本発明の合金系において焼鈍後の
δフェライト量を十分少なくし、かつ高靱性を維持する
ためには最低2.0質量％以上のＮｉ含有が必要である。
しかし、6.0質量％を超えて多量に含有させると残留オ
ーステナイト量が多くなりすぎ、強度低下をもたらす。
この場合、Ｃ，Ｎを低減して残留オーステナイト量の低
減を図ろうとするとＣ，Ｎによる固溶強化能が十分発揮
できず、強度不足をきたすことになる。したがって本発
明ではＮｉの添加が重要であり、その含有量を2.0〜6.0
質量％に規定する。
るＣ，Ｎの一部を置換して多量のＣ，Ｎ添加による靱性
低下を防止するうえで有効である。また、δフェライト
相の生成を抑制する。本発明の合金系において焼鈍後の
δフェライト量を十分少なくし、かつ高靱性を維持する
ためには最低2.0質量％以上のＮｉ含有が必要である。
しかし、6.0質量％を超えて多量に含有させると残留オ
ーステナイト量が多くなりすぎ、強度低下をもたらす。
この場合、Ｃ，Ｎを低減して残留オーステナイト量の低
減を図ろうとするとＣ，Ｎによる固溶強化能が十分発揮
できず、強度不足をきたすことになる。したがって本発
明ではＮｉの添加が重要であり、その含有量を2.0〜6.0
質量％に規定する。
【００２８】Ｃｒは、耐食性を得るために本発明では1
4.0質量％以上必要である。しかし、16.5質量％を超え
るとδフェライト量が多くなる。若干のδフェライトは
調質圧延後のばね限界値にそれほど悪影響を及ぼさない
が、17.8質量％を超えるＣｒを含有させるとδフェライ
ト量が急激に多くなり、調質圧延後のばね限界値は低い
ものとなる。したがって、Ｃｒ含有量は14.0〜17.8質量
％とする。
4.0質量％以上必要である。しかし、16.5質量％を超え
るとδフェライト量が多くなる。若干のδフェライトは
調質圧延後のばね限界値にそれほど悪影響を及ぼさない
が、17.8質量％を超えるＣｒを含有させるとδフェライ
ト量が急激に多くなり、調質圧延後のばね限界値は低い
ものとなる。したがって、Ｃｒ含有量は14.0〜17.8質量
％とする。
【００２９】Ｎは、Ｃと同様δフェライトの生成を抑制
するとともに、固溶強化作用により強度向上に寄与す
る。また、Ｃの一部をＮで置換してＣの多量含有を抑制
することにより、焼鈍後冷却時における粒界近傍でのＣ
ｒ炭化物析出に起因した耐食性劣化を回避することがで
きる。このようなＮの作用を有効に得るためには、少な
くとも0.03質量％を超えるＮ含有が必要である。しか
し、0.12質量％を超えて多量に添加すると、焼鈍後残留
オーステナイト量が多くなりすぎ、良好な強度・ばね特
性が得られない。この際、Ｎよりも固溶強化能が大きい
Ｃを低減すると高強度が得られなくなるという弊害が生
じる。したがって、Ｎ含有量は0.03質量％超え〜0.12質
量％とする。
するとともに、固溶強化作用により強度向上に寄与す
る。また、Ｃの一部をＮで置換してＣの多量含有を抑制
することにより、焼鈍後冷却時における粒界近傍でのＣ
ｒ炭化物析出に起因した耐食性劣化を回避することがで
きる。このようなＮの作用を有効に得るためには、少な
くとも0.03質量％を超えるＮ含有が必要である。しか
し、0.12質量％を超えて多量に添加すると、焼鈍後残留
オーステナイト量が多くなりすぎ、良好な強度・ばね特
性が得られない。この際、Ｎよりも固溶強化能が大きい
Ｃを低減すると高強度が得られなくなるという弊害が生
じる。したがって、Ｎ含有量は0.03質量％超え〜0.12質
量％とする。
【００３０】上記の成分元素の残部は基本的にＦｅであ
るが、脱硫や熱間加工性改善などを目的として、微量の
Ｃａ，希土類元素，0.01質量％以下のＢ等を含有させる
ことができる。
るが、脱硫や熱間加工性改善などを目的として、微量の
Ｃａ，希土類元素，0.01質量％以下のＢ等を含有させる
ことができる。
【００３１】本発明で対象とする鋼板は、各成分元素の
含有量が上記の範囲にあるとともに、前記(1)式で定義
されるＨ値が380〜480になるように化学組成が調整され
ていなくてはならない。このＨ値は、本発明で規定する
成分系の鋼板に関して、焼鈍後のビッカース硬さにほぼ
対応する指標である。Ｈ値を380以上に調整すると、調
質圧延後に、各種ばね材やメタルガスケット，メタルマ
スク，スチールベルトなどの高強度用途において望まれ
る1100Ｎ／mm2以上のばね限界値が得られるようにな
り、調質圧延率を5％程度に上げたときは1300Ｎ／mm2以
上の特に望ましいばね限界値が達成可能になる。一方、
Ｈ値が480を超えるような化学組成では調質圧延後の靱
性が急激に低下するようになる。したがって、Ｈ値が38
0〜480になるように化学組成を規定する。
含有量が上記の範囲にあるとともに、前記(1)式で定義
されるＨ値が380〜480になるように化学組成が調整され
ていなくてはならない。このＨ値は、本発明で規定する
成分系の鋼板に関して、焼鈍後のビッカース硬さにほぼ
対応する指標である。Ｈ値を380以上に調整すると、調
質圧延後に、各種ばね材やメタルガスケット，メタルマ
スク，スチールベルトなどの高強度用途において望まれ
る1100Ｎ／mm2以上のばね限界値が得られるようにな
り、調質圧延率を5％程度に上げたときは1300Ｎ／mm2以
上の特に望ましいばね限界値が達成可能になる。一方、
Ｈ値が480を超えるような化学組成では調質圧延後の靱
性が急激に低下するようになる。したがって、Ｈ値が38
0〜480になるように化学組成を規定する。
【００３２】焼鈍後の鋼板における旧オーステナイト粒
径は、調質圧延後の靱性に大きな影響を及ぼす。調査の
結果、焼鈍鋼板の平均旧オーステナイト粒径が35μmを
超えて大きくなると靱性が急激に低下することが明らか
になった。したがって、本発明では平均旧オーステナイ
ト粒径が35μm以下になるように焼鈍鋼板の金属組織を
調整しておくことが極めて重要である。
径は、調質圧延後の靱性に大きな影響を及ぼす。調査の
結果、焼鈍鋼板の平均旧オーステナイト粒径が35μmを
超えて大きくなると靱性が急激に低下することが明らか
になった。したがって、本発明では平均旧オーステナイ
ト粒径が35μm以下になるように焼鈍鋼板の金属組織を
調整しておくことが極めて重要である。
【００３３】残留オーステナイトは、強度およびばね特
性を低下させる要因になる。本発明は残留オーステナイ
トによる靱性改善作用を利用して高靱性を得ようとする
ものではないので、金属組織的観点からは基本的に残留
オーステナイトは少ない方がよい。しかし、ことさらに
残留オーステナイトの低減を図ることは、Ｃ等の強化元
素を過剰に制限することにもなり、本発明において有益
ではない。調査の結果、焼鈍後において残留オーステナ
イトが25体積％以下に抑えられていれば、目的とする強
度・ばね特性を得るうえで支障がないことが確認され
た。残留オーステナイトが25体積％を超えるような焼鈍
鋼板を使用すると、調質圧延後においてトータルのマル
テンサイト量が不足し、結果、強度・ばね特性の向上が
不十分となる。各種ばね材やメタルガスケット，メタル
マスク，スチールベルトなどの高強度用途に用いる場
合、調質圧延後の鋼板において残留オーステナイト量が
15体積％以下になっていることが望ましい。
性を低下させる要因になる。本発明は残留オーステナイ
トによる靱性改善作用を利用して高靱性を得ようとする
ものではないので、金属組織的観点からは基本的に残留
オーステナイトは少ない方がよい。しかし、ことさらに
残留オーステナイトの低減を図ることは、Ｃ等の強化元
素を過剰に制限することにもなり、本発明において有益
ではない。調査の結果、焼鈍後において残留オーステナ
イトが25体積％以下に抑えられていれば、目的とする強
度・ばね特性を得るうえで支障がないことが確認され
た。残留オーステナイトが25体積％を超えるような焼鈍
鋼板を使用すると、調質圧延後においてトータルのマル
テンサイト量が不足し、結果、強度・ばね特性の向上が
不十分となる。各種ばね材やメタルガスケット，メタル
マスク，スチールベルトなどの高強度用途に用いる場
合、調質圧延後の鋼板において残留オーステナイト量が
15体積％以下になっていることが望ましい。
【００３４】δフェライトは、ばねなどの薄鋼板に加工
熱処理された後に圧延方向に層状に分布するようにな
る。このδフェライトはマトリックスのマルテンサイト
に比べはるかに強度が低く、焼鈍後の調質圧延によって
もあまり高強度化されない。そのため、δフェライトが
多く存在する鋼板は、ばねなどの製品に加工されて繰り
返し応力を受けると、δフェライトの軟質な層に起因し
てへたりやすく、ばね特性に劣るものとなる。この意味
で、δフェライト量は少ないほど好ましい。発明者らの
研究の結果、本発明で規定する成分系の鋼において、調
質圧延後のばね特性に対するδフェライトの弊害は、焼
鈍後の鋼板中のδフェライト量が10体積％を超えると顕
著になることがわかった。したがって、本発明では焼鈍
鋼板中のδフェライト量を10体積％以下に規定する。
熱処理された後に圧延方向に層状に分布するようにな
る。このδフェライトはマトリックスのマルテンサイト
に比べはるかに強度が低く、焼鈍後の調質圧延によって
もあまり高強度化されない。そのため、δフェライトが
多く存在する鋼板は、ばねなどの製品に加工されて繰り
返し応力を受けると、δフェライトの軟質な層に起因し
てへたりやすく、ばね特性に劣るものとなる。この意味
で、δフェライト量は少ないほど好ましい。発明者らの
研究の結果、本発明で規定する成分系の鋼において、調
質圧延後のばね特性に対するδフェライトの弊害は、焼
鈍後の鋼板中のδフェライト量が10体積％を超えると顕
著になることがわかった。したがって、本発明では焼鈍
鋼板中のδフェライト量を10体積％以下に規定する。
【００３５】前記(2)式で定義されるＭ値は、本発明で
規定する成分系の鋼板に関して、焼鈍後の冷却過程でオ
ーステナイトからマルテンサイトに変態し始めるＭｓ点
と良い対応関係を示す指標である。発明者らによる多く
の実験の結果、Ｍ値が60以上となる化学組成にしたとき
残留オーステナイトが25体積％以下の焼鈍鋼板が得ら
れ、調質圧延後に各種ばね材やメタルガスケット，メタ
ルマスク，スチールベルトなどに適した高い強度・ばね
特性を呈するものが得られることが明らかになった。し
たがって、Ｍ値が60以上となるように化学組成を調整す
ることが望ましい。
規定する成分系の鋼板に関して、焼鈍後の冷却過程でオ
ーステナイトからマルテンサイトに変態し始めるＭｓ点
と良い対応関係を示す指標である。発明者らによる多く
の実験の結果、Ｍ値が60以上となる化学組成にしたとき
残留オーステナイトが25体積％以下の焼鈍鋼板が得ら
れ、調質圧延後に各種ばね材やメタルガスケット，メタ
ルマスク，スチールベルトなどに適した高い強度・ばね
特性を呈するものが得られることが明らかになった。し
たがって、Ｍ値が60以上となるように化学組成を調整す
ることが望ましい。
【００３６】前記(3)式で定義されるＡ値は、本発明で
規定する成分系の鋼板に関して、焼鈍後のδフェライト
量と良い対応関係を示す指標である。発明者らの詳細な
検討の結果、Ａ値が−3.0以上となる化学組成にしたと
き焼鈍後のδフェライト量を10体積％以下に抑制するこ
とができ、調質圧延後のばね特性に対するδフェライト
の弊害が解消されることが確認された。したがって、Ａ
値が−3.0以上となるように化学組成を調整することが
望ましい。
規定する成分系の鋼板に関して、焼鈍後のδフェライト
量と良い対応関係を示す指標である。発明者らの詳細な
検討の結果、Ａ値が−3.0以上となる化学組成にしたと
き焼鈍後のδフェライト量を10体積％以下に抑制するこ
とができ、調質圧延後のばね特性に対するδフェライト
の弊害が解消されることが確認された。したがって、Ａ
値が−3.0以上となるように化学組成を調整することが
望ましい。
【００３７】調質圧延は、本発明において高強度と優れ
たばね特性を付与するための重要な手段である。ただ
し、調質圧延率が増加するに伴い、鋼板の靱性は低下し
てくる。このため、強度・ばね特性と、靱性の両面から
調質圧延の圧下率を適正範囲に定める必要がある。発明
者らの調査の結果、上記の化学組成および金属組織に調
整された焼鈍鋼板に調質圧延を施す限りにおいて、以下
の事実が明らかになった。調質圧延率が1％程度以下
と低い領域では調質圧延率の増加に伴って0.2％耐力お
よびばね限界値が急激に上昇する。調質圧延率が1％
以上でばね限界値が1100Ｎ／mm2以上と、多くのばね用
途に適用できる優れたばね特性が得られる。調質圧延
率が3％以上になると0.2％耐力およびばね限界値とも上
昇率が緩やかになり、かつ、ばね限界値が1300Ｎ／mm2
以上と、特に高いばね特性が要求される用途にも好適に
使用できる極めて優れたばね特性が得られる。調質圧
延率が10％を超えるとシャルピー衝撃値が50Ｊ／cm2を
下回る場合も出現し、靱性面で適用範囲が大きく制限さ
れるようになるとともに、強度・ばね特性の向上効果も
小さい。以上の点は、後述の図４〜６で実証する。
たばね特性を付与するための重要な手段である。ただ
し、調質圧延率が増加するに伴い、鋼板の靱性は低下し
てくる。このため、強度・ばね特性と、靱性の両面から
調質圧延の圧下率を適正範囲に定める必要がある。発明
者らの調査の結果、上記の化学組成および金属組織に調
整された焼鈍鋼板に調質圧延を施す限りにおいて、以下
の事実が明らかになった。調質圧延率が1％程度以下
と低い領域では調質圧延率の増加に伴って0.2％耐力お
よびばね限界値が急激に上昇する。調質圧延率が1％
以上でばね限界値が1100Ｎ／mm2以上と、多くのばね用
途に適用できる優れたばね特性が得られる。調質圧延
率が3％以上になると0.2％耐力およびばね限界値とも上
昇率が緩やかになり、かつ、ばね限界値が1300Ｎ／mm2
以上と、特に高いばね特性が要求される用途にも好適に
使用できる極めて優れたばね特性が得られる。調質圧
延率が10％を超えるとシャルピー衝撃値が50Ｊ／cm2を
下回る場合も出現し、靱性面で適用範囲が大きく制限さ
れるようになるとともに、強度・ばね特性の向上効果も
小さい。以上の点は、後述の図４〜６で実証する。
【００３８】このように、少しでも調質圧延を施せば強
度・ばね特性の改善効果が得られることがわかった。し
かし、調質圧延率が低い領域では特性が安定しにくい
し、圧延率1％以上で多くのばね用途に適用できる優れ
たばね特性が得られることから、本発明では調質圧延率
を1％以上とすることが望ましい。一方、調質圧延率が1
0％を超えると靱性面での問題が生じるし、高強度化に
起因して圧延負荷が大きくなることから作業性・生産性
が悪化する。このため、調質圧延率は10％以下とするこ
とが望ましい。調質圧延率を3％以上にすると、極めて
高いばね限界値を呈する高強度鋼板が特性のバラツキを
抑えて安定的に得られるようになることから、本発明で
は調質圧延の圧延率を3〜10％とすることが特に好まし
い。
度・ばね特性の改善効果が得られることがわかった。し
かし、調質圧延率が低い領域では特性が安定しにくい
し、圧延率1％以上で多くのばね用途に適用できる優れ
たばね特性が得られることから、本発明では調質圧延率
を1％以上とすることが望ましい。一方、調質圧延率が1
0％を超えると靱性面での問題が生じるし、高強度化に
起因して圧延負荷が大きくなることから作業性・生産性
が悪化する。このため、調質圧延率は10％以下とするこ
とが望ましい。調質圧延率を3％以上にすると、極めて
高いばね限界値を呈する高強度鋼板が特性のバラツキを
抑えて安定的に得られるようになることから、本発明で
は調質圧延の圧延率を3〜10％とすることが特に好まし
い。
【００３９】先に述べたように、本発明では高靱性を得
るうえで平均旧オーステナイト粒径が35μm以下に調整
された焼鈍鋼板を作ることが重要である。このような金
属組織は焼鈍温度を1050℃以下とすることによって達成
できることがわかった。焼鈍温度が低いほど結晶粒は微
細になるが、950℃未満の低温にすると靱性向上に対す
る旧オーステナイト粒径微細化の効果は飽和し、逆に炭
化物などの残留あるいは析出により強度，靱性とも低下
する傾向にある。したがって、焼鈍温度は950〜1050℃
の範囲とすることが望ましい。この温度範囲での好まし
い保持時間は0〜300秒である。なお後述するように焼鈍
温度1030℃付近で調質圧延後の延びおよび靱性が最も高
くなる現象が見られるので、特に焼鈍温度を1020〜1040
℃の範囲に厳密にコントロールすることが好ましい。
るうえで平均旧オーステナイト粒径が35μm以下に調整
された焼鈍鋼板を作ることが重要である。このような金
属組織は焼鈍温度を1050℃以下とすることによって達成
できることがわかった。焼鈍温度が低いほど結晶粒は微
細になるが、950℃未満の低温にすると靱性向上に対す
る旧オーステナイト粒径微細化の効果は飽和し、逆に炭
化物などの残留あるいは析出により強度，靱性とも低下
する傾向にある。したがって、焼鈍温度は950〜1050℃
の範囲とすることが望ましい。この温度範囲での好まし
い保持時間は0〜300秒である。なお後述するように焼鈍
温度1030℃付近で調質圧延後の延びおよび靱性が最も高
くなる現象が見られるので、特に焼鈍温度を1020〜1040
℃の範囲に厳密にコントロールすることが好ましい。
【００４０】
【実施例】〔実施例１〕表１に示す化学組成を有する鋼
を溶解し、各鋼とも100kgの鋼塊から熱間圧延を経て板
厚4.0mmの熱延板を製造した。その後、冷間圧延・熱処
理を繰り返して、最終的に1030℃で60秒保持する焼鈍を
施した。この焼鈍鋼板に、圧下率5％の調質圧延を施
し、板厚2.0mmと1.0mmの調質圧延鋼板を得た。表１にお
いて、Ａ１〜Ａ８が本発明で規定する化学組成を有した
発明対象鋼、Ｂ１〜Ｂ８が比較鋼、Ｃ１が従来鋼のSUS3
01である。Ｃ１は加工硬化型ステンレス鋼であるため、
このＣ１のみ焼鈍後に圧下率50％の冷間圧延を行い、板
厚2.0mmと1.0mmの冷間圧延鋼板とした。
を溶解し、各鋼とも100kgの鋼塊から熱間圧延を経て板
厚4.0mmの熱延板を製造した。その後、冷間圧延・熱処
理を繰り返して、最終的に1030℃で60秒保持する焼鈍を
施した。この焼鈍鋼板に、圧下率5％の調質圧延を施
し、板厚2.0mmと1.0mmの調質圧延鋼板を得た。表１にお
いて、Ａ１〜Ａ８が本発明で規定する化学組成を有した
発明対象鋼、Ｂ１〜Ｂ８が比較鋼、Ｃ１が従来鋼のSUS3
01である。Ｃ１は加工硬化型ステンレス鋼であるため、
このＣ１のみ焼鈍後に圧下率50％の冷間圧延を行い、板
厚2.0mmと1.0mmの冷間圧延鋼板とした。
【００４１】
【表１】
【００４２】Ｃ１を除く各供試材について、焼鈍鋼板の
旧オーステナイト粒径，残留オーステナイト量，δフェ
ライト量を測定した。平均旧オーステナイト粒径は倍率
400倍において切断法で求めた。残留オーステナイト量
は振動試料型磁力計を用いて、試料の飽和磁化と100％
強磁性体の飽和磁化との比率より求めた。δフェライト
量は板厚断面の光学顕微鏡組織における面積率より求め
た。また、調質圧延鋼板（Ｃ１は冷間圧延鋼板）の0.2
％耐力，引張強さ，伸び，Ｖノッチシャルピー衝撃値，
ばね限界値を測定した。Ｖノッチシャルピー衝撃試験の
み板厚2.0mm、他の試験はいずれも板厚1.0mmの供試材を
用い、試験片は圧延方向が長手方向となるように採取し
た。ばね限界値はJIS H 3130に準じて幅10mm，長さ約15
0mmの短冊状試験片を用いた場合の永久たわみ量が0.1mm
となる時の試験器目盛りより算出した。表２に平均旧オ
ーステナイト粒径以外の上記試験結果を示す。焼鈍鋼板
の平均旧オーステナイト粒径は全ての発明例および比較
例のものが22〜27μmの範囲であった。
旧オーステナイト粒径，残留オーステナイト量，δフェ
ライト量を測定した。平均旧オーステナイト粒径は倍率
400倍において切断法で求めた。残留オーステナイト量
は振動試料型磁力計を用いて、試料の飽和磁化と100％
強磁性体の飽和磁化との比率より求めた。δフェライト
量は板厚断面の光学顕微鏡組織における面積率より求め
た。また、調質圧延鋼板（Ｃ１は冷間圧延鋼板）の0.2
％耐力，引張強さ，伸び，Ｖノッチシャルピー衝撃値，
ばね限界値を測定した。Ｖノッチシャルピー衝撃試験の
み板厚2.0mm、他の試験はいずれも板厚1.0mmの供試材を
用い、試験片は圧延方向が長手方向となるように採取し
た。ばね限界値はJIS H 3130に準じて幅10mm，長さ約15
0mmの短冊状試験片を用いた場合の永久たわみ量が0.1mm
となる時の試験器目盛りより算出した。表２に平均旧オ
ーステナイト粒径以外の上記試験結果を示す。焼鈍鋼板
の平均旧オーステナイト粒径は全ての発明例および比較
例のものが22〜27μmの範囲であった。
【００４３】
【表２】
【００４４】表２に示されるように、焼鈍鋼板の平均旧
オーステナイト粒径≦35μm，残留オーステナイト量≦2
5体積％，およびδフェライト量≦10体積％を満たす発
明例のものは、圧下率5％の調質圧延鋼板において、0.2
％耐力≧1300Ｎ／mm2，引張強さ≧1400Ｎ／mm2，伸び≧
5.5％，シャルピー衝撃値≧50Ｊ／cm2，ばね限界値≧13
00Ｎ／mm2の特性を有しており、優れた強度・靱性と、
極めて高いばね特性を兼ね備えていることがわかる。こ
れに対し比較例のＢ１，Ｂ２は個々の成分元素の含有量
はそれぞれ規定範囲にあるもののＨ値が高すぎるため本
発明規定の化学組成を満たしておらず、結果、シャルピ
ー衝撃値が低い。Ｂ３は逆にＨ値が低すぎるため圧下率
5％の調質圧延を施してもばね限界値が1300Ｎ／mm2に達
していない。Ｂ４，Ｂ５は個々の成分元素の含有量はそ
れぞれ規定範囲にあるもののＭ値が低いため焼鈍鋼板の
残留オーステナイト量が25体積％を超えており、結果、
調質圧延による0.2％耐力およびばね限界値の向上が不
十分である。Ｂ６，Ｂ７は個々の成分元素の含有量はそ
れぞれ規定範囲にあるもののＡ値が低いため焼鈍鋼板の
δフェライト量が10体積％を超えており、結果、Ｂ６で
はシャルピー衝撃値が低くばね限界値の向上が不十分で
あり、Ｂ７ではばね限界値が1100Ｎ／mm2にも達してい
ない。Ｂ８はＣ含有量が0.15質量％を超えて高いため、
マトリックスへの多量のＣ固溶に起因してシャルピー衝
撃値が低い。
オーステナイト粒径≦35μm，残留オーステナイト量≦2
5体積％，およびδフェライト量≦10体積％を満たす発
明例のものは、圧下率5％の調質圧延鋼板において、0.2
％耐力≧1300Ｎ／mm2，引張強さ≧1400Ｎ／mm2，伸び≧
5.5％，シャルピー衝撃値≧50Ｊ／cm2，ばね限界値≧13
00Ｎ／mm2の特性を有しており、優れた強度・靱性と、
極めて高いばね特性を兼ね備えていることがわかる。こ
れに対し比較例のＢ１，Ｂ２は個々の成分元素の含有量
はそれぞれ規定範囲にあるもののＨ値が高すぎるため本
発明規定の化学組成を満たしておらず、結果、シャルピ
ー衝撃値が低い。Ｂ３は逆にＨ値が低すぎるため圧下率
5％の調質圧延を施してもばね限界値が1300Ｎ／mm2に達
していない。Ｂ４，Ｂ５は個々の成分元素の含有量はそ
れぞれ規定範囲にあるもののＭ値が低いため焼鈍鋼板の
残留オーステナイト量が25体積％を超えており、結果、
調質圧延による0.2％耐力およびばね限界値の向上が不
十分である。Ｂ６，Ｂ７は個々の成分元素の含有量はそ
れぞれ規定範囲にあるもののＡ値が低いため焼鈍鋼板の
δフェライト量が10体積％を超えており、結果、Ｂ６で
はシャルピー衝撃値が低くばね限界値の向上が不十分で
あり、Ｂ７ではばね限界値が1100Ｎ／mm2にも達してい
ない。Ｂ８はＣ含有量が0.15質量％を超えて高いため、
マトリックスへの多量のＣ固溶に起因してシャルピー衝
撃値が低い。
【００４５】〔実施例２〕表１のＡ１およびＡ４につい
て、920〜1100℃で60秒加熱する焼鈍を施し、その後圧
延率5％の調質圧延を施し、調質圧延材の引張特性およ
びシャルピー衝撃値を調べた。その結果を図１〜３に示
す。図中の各プロットには調質圧延前の焼鈍鋼板におけ
る平均旧オーステナイト粒径を数値で付記してある。図
１〜３に示されるように、調質圧延後の引張強さに及ぼ
す焼鈍温度の影響は小さいが、伸びおよびシャルピー衝
撃値は焼鈍温度に大きく依存する。伸び，シャルピー衝
撃値とも焼鈍温度1030℃付近でピークがあり、それ以上
の温度では低下する。特に1050℃を超える温度域での低
下が著しい。表１の発明例中最も強度が高いＡ４では、
焼鈍温度1070℃，1100℃の例でシャルピー衝撃試験片の
破面に部分的にへき開面が観察され、やや脆性的にな
る。これは、焼鈍時にオーステナイト相の結晶粒が粗大
化し、靱性が低下したものと考えられる。これらの結果
より、調質圧延後に優れた延性および靱性を確保するた
めには、焼鈍温度を1050℃以下にしてオーステナイト結
晶粒径が35μmを超えないようにすることが重要である
ことが確認された。
て、920〜1100℃で60秒加熱する焼鈍を施し、その後圧
延率5％の調質圧延を施し、調質圧延材の引張特性およ
びシャルピー衝撃値を調べた。その結果を図１〜３に示
す。図中の各プロットには調質圧延前の焼鈍鋼板におけ
る平均旧オーステナイト粒径を数値で付記してある。図
１〜３に示されるように、調質圧延後の引張強さに及ぼ
す焼鈍温度の影響は小さいが、伸びおよびシャルピー衝
撃値は焼鈍温度に大きく依存する。伸び，シャルピー衝
撃値とも焼鈍温度1030℃付近でピークがあり、それ以上
の温度では低下する。特に1050℃を超える温度域での低
下が著しい。表１の発明例中最も強度が高いＡ４では、
焼鈍温度1070℃，1100℃の例でシャルピー衝撃試験片の
破面に部分的にへき開面が観察され、やや脆性的にな
る。これは、焼鈍時にオーステナイト相の結晶粒が粗大
化し、靱性が低下したものと考えられる。これらの結果
より、調質圧延後に優れた延性および靱性を確保するた
めには、焼鈍温度を1050℃以下にしてオーステナイト結
晶粒径が35μmを超えないようにすることが重要である
ことが確認された。
【００４６】〔実施例３〕表１のＡ１およびＡ４につい
て、1030℃で60秒加熱する焼鈍を施し、その後圧延率0.
5〜12％の調質圧延を施し、調質圧延材の引張特性およ
びシャルピー衝撃値を調べた。その結果を図４〜６に示
す。図４〜６に示されるように、0.2％耐力，ばね限界
値，シャルピー衝撃値とも調質圧延率に依存して変化す
る。0.2％耐力およびばね限界値は圧延率1％までの調質
圧延により急激に向上する。つまり、本発明で規定する
化学組成および金属組織に調整された焼鈍鋼板は、わず
かの調質圧延でも耐力，ばね限界値が大きく向上する性
質を有していることがわかる。また、調質圧延率が約3
％以上になると0.2％耐力およびばね限界値の変化は緩
やかになる。一方、シャルピー衝撃値は調質圧延率の増
加に伴い低下する。特にＡ４鋼のように強度の高い鋼で
は調質圧延率が10％を超えると脆性的になる傾向があ
る。したがって、調質圧延は圧延率10％以下の範囲で行
うことが重要である。
て、1030℃で60秒加熱する焼鈍を施し、その後圧延率0.
5〜12％の調質圧延を施し、調質圧延材の引張特性およ
びシャルピー衝撃値を調べた。その結果を図４〜６に示
す。図４〜６に示されるように、0.2％耐力，ばね限界
値，シャルピー衝撃値とも調質圧延率に依存して変化す
る。0.2％耐力およびばね限界値は圧延率1％までの調質
圧延により急激に向上する。つまり、本発明で規定する
化学組成および金属組織に調整された焼鈍鋼板は、わず
かの調質圧延でも耐力，ばね限界値が大きく向上する性
質を有していることがわかる。また、調質圧延率が約3
％以上になると0.2％耐力およびばね限界値の変化は緩
やかになる。一方、シャルピー衝撃値は調質圧延率の増
加に伴い低下する。特にＡ４鋼のように強度の高い鋼で
は調質圧延率が10％を超えると脆性的になる傾向があ
る。したがって、調質圧延は圧延率10％以下の範囲で行
うことが重要である。
【００４７】
【発明の効果】本発明によれば、調質圧延後に高強度・
高靱性を維持しつつ従来よりもばね特性を一層向上させ
たマルテンサイト系ステンレス鋼板が得られる。この鋼
板は高い特性を有するにもかかわらず原料コスト・製造
コストも低く抑えられるので、各種ばねやメタルガスケ
ット，マタルマスク等の高強度部材の用途において極め
てコストパフォーマンスの高い鋼材が提供できる。
高靱性を維持しつつ従来よりもばね特性を一層向上させ
たマルテンサイト系ステンレス鋼板が得られる。この鋼
板は高い特性を有するにもかかわらず原料コスト・製造
コストも低く抑えられるので、各種ばねやメタルガスケ
ット，マタルマスク等の高強度部材の用途において極め
てコストパフォーマンスの高い鋼材が提供できる。
【図１】焼鈍温度と5％調質圧延後の引張強さの関係を
表すグラフである。
表すグラフである。
【図２】焼鈍温度と5％調質圧延後の伸びの関係を表す
グラフである。
グラフである。
【図３】焼鈍温度と5％調質圧延後のシャルピー衝撃値
の関係を表すグラフである。
の関係を表すグラフである。
【図４】調質圧延率と0.2％耐力の関係を表すグラフで
ある。
ある。
【図５】調質圧延率とばね限界値の関係を表すグラフで
ある。
ある。
【図６】調質圧延率とシャルピー衝撃値の関係を表すグ
ラフである。
ラフである。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 磯崎 誠一 山口県新南陽市野村南町4976番地 日新製 鋼株式会社技術研究所内 Ｆターム(参考） 4K032 AA04 AA05 AA13 AA16 AA21 AA24 AA27 AA29 AA31 AA32 BA01 CB02 CF03 CG02 CH05 CH06 CM01 4K037 EA05 EA06 EA12 EA15 EA18 EA20 EA21 EA23 EA25 EA27 EA28 EB06 EB08 EB09 EB12 EB14 FG03 FJ06 FJ07 FM02 HA03 JA06
Claims (7)
- 【請求項１】 質量％で、Ｃ：0.03％超え〜0.15％，Ｓ
ｉ：0.2〜2.0％，Ｍｎ：1.0％以下，Ｐ：0.06％以下，
Ｓ：0.01％以下，Ｎｉ：2.0〜6.0％，Ｃｒ：14.0〜17.8
％，Ｎ：0.03％超え〜0.12％を含み、残部がＦｅおよび
不可避的不純物であり、下記(1)式で定義されるＨ値が3
80〜480となる化学組成を有し、平均旧オーステナイト
粒径が35μm以下，残留オーステナイトが25体積％以
下，δフェライトが10体積％以下の焼鈍鋼板に調質圧延
が施されたマルテンサイト主体の金属組織を有し、ばね
限界値が1100Ｎ／mm2以上の特性を有する調質圧延マル
テンサイト系ステンレス鋼板。 Ｈ値＝363Ｃ−12Ｓｉ−14Ｍｎ−26Ｎｉ−18Ｃｒ−107Ｎ＋818 ・・(1) - 【請求項２】 質量％で、Ｃ：0.03％超え〜0.15％，Ｓ
ｉ：0.2〜2.0％，Ｍｎ：1.0％以下，Ｐ：0.06％以下，
Ｓ：0.01％以下，Ｎｉ：2.0〜6.0％，Ｃｒ：14.0〜17.8
％，Ｎ：0.03％超え〜0.12％を含み、残部がＦｅおよび
不可避的不純物であり、下記(1)式で定義されるＨ値が3
80〜480、下記(2)式で定義されるＭ値が60以上、かつ下
記(3)式で定義されるＡ値が−3.0以上となる化学組成を
有し、平均旧オーステナイト粒径が35μm以下の焼鈍鋼
板に調質圧延が施されたマルテンサイト主体の金属組織
を有し、ばね限界値が1300Ｎ／mm2以上の特性を有する
調質圧延マルテンサイト系ステンレス鋼板。 Ｈ値＝363Ｃ−12Ｓｉ−14Ｍｎ−26Ｎｉ−18Ｃｒ−107Ｎ＋818 ・・(1) Ｍ値＝−1667(Ｃ＋Ｎ)−28Ｓｉ−33Ｍｎ−61Ｎｉ−41.7Ｃｒ＋1305 ・・(2) Ａ値＝30(Ｃ＋Ｎ)−1.5Ｓｉ＋0.5Ｍｎ＋Ｎｉ−1.3Ｃｒ＋11.8 ・・(3) - 【請求項３】 質量％で、Ｃ：0.03％超え〜0.15％，Ｓ
ｉ：0.2〜2.0％，Ｍｎ：1.0％以下，Ｐ：0.06％以下，
Ｓ：0.01％以下，Ｎｉ：2.0〜6.0％，Ｃｒ：14.0〜17.8
％，Ｎ：0.03％超え〜0.12％を含み、残部がＦｅおよび
不可避的不純物であり、下記(1)式で定義されるＨ値が3
80〜480となる化学組成を有し、平均旧オーステナイト
粒径が35μm以下，残留オーステナイトが25体積％以
下，δフェライトが10体積％以下である焼入れマルテン
サイト主体の金属組織に調整された焼鈍鋼板に対して、
圧延率1〜10％の調質圧延を施す、ばね特性と靱性に優
れた調質圧延マルテンサイト系ステンレス鋼板の製造
法。 Ｈ値＝363Ｃ−12Ｓｉ−14Ｍｎ−26Ｎｉ−18Ｃｒ−107Ｎ＋818 ・・(1) - 【請求項４】 質量％で、Ｃ：0.03％超え〜0.15％，Ｓ
ｉ：0.2〜2.0％，Ｍｎ：1.0％以下，Ｐ：0.06％以下，
Ｓ：0.01％以下，Ｎｉ：2.0〜6.0％，Ｃｒ：14.0〜17.8
％，Ｎ：0.03％超え〜0.12％を含み、残部がＦｅおよび
不可避的不純物であり、下記(1)式で定義されるＨ値が3
80〜480、下記(2)式で定義されるＭ値が60以上、かつ下
記(3)式で定義されるＡ値が−3.0以上となる化学組成を
有し、平均旧オーステナイト粒径が35μm以下である焼
入れマルテンサイト主体の金属組織を有する焼鈍鋼板に
対し、圧延率1〜10％の調質圧延を施す、ばね特性と靱
性に優れた調質圧延マルテンサイト系ステンレス鋼板の
製造法。 Ｈ値＝363Ｃ−12Ｓｉ−14Ｍｎ−26Ｎｉ−18Ｃｒ−107Ｎ＋818 ・・(1) Ｍ値＝−1667(Ｃ＋Ｎ)−28Ｓｉ−33Ｍｎ−61Ｎｉ−41.7Ｃｒ＋1305 ・・(2) Ａ値＝30(Ｃ＋Ｎ)−1.5Ｓｉ＋0.5Ｍｎ＋Ｎｉ−1.3Ｃｒ＋11.8 ・・(3) - 【請求項５】 質量％で、Ｃ：0.03％超え〜0.15％，Ｓ
ｉ：0.2〜2.0％，Ｍｎ：1.0％以下，Ｐ：0.06％以下，
Ｓ：0.01％以下，Ｎｉ：2.0〜6.0％，Ｃｒ：14.0〜17.8
％，Ｎ：0.03％超え〜0.12％を含み、残部がＦｅおよび
不可避的不純物であり、下記(1)式で定義されるＨ値が3
80〜480、下記(2)式で定義されるＭ値が60以上、かつ下
記(3)式で定義されるＡ値が−3.0以上となる化学組成の
鋼板を1050℃以下の温度で焼鈍した後、圧延率1〜10％
の調質圧延を施す、ばね特性と靱性に優れた調質圧延マ
ルテンサイト系ステンレス鋼板の製造法。 Ｈ値＝363Ｃ−12Ｓｉ−14Ｍｎ−26Ｎｉ−18Ｃｒ−107Ｎ＋818 ・・(1) Ｍ値＝−1667(Ｃ＋Ｎ)−28Ｓｉ−33Ｍｎ−61Ｎｉ−41.7Ｃｒ＋1305 ・・(2) Ａ値＝30(Ｃ＋Ｎ)−1.5Ｓｉ＋0.5Ｍｎ＋Ｎｉ−1.3Ｃｒ＋11.8 ・・(3) - 【請求項６】 焼鈍が950〜1050℃の温度に0〜300秒保
持して行うものである請求項５に記載の製造法。 - 【請求項７】 調質圧延の圧延率が3〜10％である請求
項３〜６に記載の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP30005998A JP4209514B2 (ja) | 1998-10-21 | 1998-10-21 | 高いばね特性を有する高靱性調質圧延マルテンサイト系ステンレス鋼板およびその製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP30005998A JP4209514B2 (ja) | 1998-10-21 | 1998-10-21 | 高いばね特性を有する高靱性調質圧延マルテンサイト系ステンレス鋼板およびその製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2000129401A true JP2000129401A (ja) | 2000-05-09 |
| JP4209514B2 JP4209514B2 (ja) | 2009-01-14 |
Family
ID=17880212
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP30005998A Expired - Lifetime JP4209514B2 (ja) | 1998-10-21 | 1998-10-21 | 高いばね特性を有する高靱性調質圧延マルテンサイト系ステンレス鋼板およびその製造法 |
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| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP4209514B2 (ja) |
Cited By (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2002332543A (ja) * | 2001-03-07 | 2002-11-22 | Nisshin Steel Co Ltd | 疲労特性及び耐高温ヘタリ性に優れたメタルガスケット用高強度ステンレス鋼及びその製造方法 |
| WO2002101108A1 (fr) * | 2001-06-11 | 2002-12-19 | Nisshin Steel Co., Ltd. | Bande d'acier inoxydable double phase pour ceinture d'acier |
| JP2008531940A (ja) * | 2005-02-25 | 2008-08-14 | デーナ、コーポレイション | Ｍｌｓ層用のより低強度の材料 |
| JP2011184780A (ja) * | 2010-03-10 | 2011-09-22 | Nisshin Steel Co Ltd | オーステナイト＋マルテンサイト複相組織ステンレス鋼板およびその製造方法 |
| JP2015086405A (ja) * | 2013-10-28 | 2015-05-07 | 日新製鋼株式会社 | 高強度複相組織ステンレス鋼板およびその製造法 |
| EP3031942A1 (en) | 2014-12-09 | 2016-06-15 | voestalpine Precision Strip AB | Stainless steel strip for flapper valves |
| CN106011678A (zh) * | 2016-06-17 | 2016-10-12 | 浙江大学 | 一种高强高韧不锈钢及其加工方法 |
| US10989303B2 (en) | 2015-12-28 | 2021-04-27 | Nichias Corporation | Cylinder head gasket and stainless steel sheet for cylinder head gasket |
-
1998
- 1998-10-21 JP JP30005998A patent/JP4209514B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (11)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2002332543A (ja) * | 2001-03-07 | 2002-11-22 | Nisshin Steel Co Ltd | 疲労特性及び耐高温ヘタリ性に優れたメタルガスケット用高強度ステンレス鋼及びその製造方法 |
| WO2002101108A1 (fr) * | 2001-06-11 | 2002-12-19 | Nisshin Steel Co., Ltd. | Bande d'acier inoxydable double phase pour ceinture d'acier |
| JP2008531940A (ja) * | 2005-02-25 | 2008-08-14 | デーナ、コーポレイション | Ｍｌｓ層用のより低強度の材料 |
| JP2011184780A (ja) * | 2010-03-10 | 2011-09-22 | Nisshin Steel Co Ltd | オーステナイト＋マルテンサイト複相組織ステンレス鋼板およびその製造方法 |
| JP2015086405A (ja) * | 2013-10-28 | 2015-05-07 | 日新製鋼株式会社 | 高強度複相組織ステンレス鋼板およびその製造法 |
| EP3031942A1 (en) | 2014-12-09 | 2016-06-15 | voestalpine Precision Strip AB | Stainless steel strip for flapper valves |
| US10989303B2 (en) | 2015-12-28 | 2021-04-27 | Nichias Corporation | Cylinder head gasket and stainless steel sheet for cylinder head gasket |
| CN106011678A (zh) * | 2016-06-17 | 2016-10-12 | 浙江大学 | 一种高强高韧不锈钢及其加工方法 |
| WO2017215478A1 (zh) * | 2016-06-17 | 2017-12-21 | 浙江大学 | 一种高强高韧不锈钢及其加工方法 |
| JP2018538438A (ja) * | 2016-06-17 | 2018-12-27 | 浙江大学Ｚｈｅｊｉａｎｇ Ｕｎｉｖｅｒｓｉｔｙ | 高強度かつ高靭性のステンレススチールおよびその加工方法 |
| US11401566B2 (en) | 2016-06-17 | 2022-08-02 | Zhejiang University | High strength and high toughness stainless steel and processing method thereof |
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| JP4209514B2 (ja) | 2009-01-14 |
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