JP2003113449A - 耐遅れ破壊性に優れた高強度・高靭性ステンレス鋼板およびその製造方法 - Google Patents
耐遅れ破壊性に優れた高強度・高靭性ステンレス鋼板およびその製造方法Info
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- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
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- C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
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- C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
- C21D8/0236—Cold rolling
Abstract
(57)【要約】
【目的】 ステンレス鋼を素材にして、耐遅れ破壊性を
向上させ、しかも表面硬度をビッカース硬度４５０以上
にした高強度・高靭性ステンレス鋼板を提供する。 【構成】 １２．０〜１８．０質量％のＣｒ，４．０〜
１０．０質量％のＮｉを含有する準安定オーステナイト
系ステンレス鋼を、溶体化処理後、３５〜６５％の圧延
率で冷間圧延し、さらに必要により３００〜６５０℃の
温度範囲で時効処理、あるいは時効窒化処理し、加工誘
起マルテンサイト相と２０体積％以上の残留オーステナ
イト相からなり、オーステナイト粒もしくは旧オーステ
ナイト粒のアスペクト比が３以上の伸長オーステナイト
となった組織をもつとともに最終製品の（２００）α'
Ｘ線回折ピークの半価幅の角度が０．３０度以上、表面
硬度がＨＶ４５０以上の鋼板を製造する。
向上させ、しかも表面硬度をビッカース硬度４５０以上
にした高強度・高靭性ステンレス鋼板を提供する。 【構成】 １２．０〜１８．０質量％のＣｒ，４．０〜
１０．０質量％のＮｉを含有する準安定オーステナイト
系ステンレス鋼を、溶体化処理後、３５〜６５％の圧延
率で冷間圧延し、さらに必要により３００〜６５０℃の
温度範囲で時効処理、あるいは時効窒化処理し、加工誘
起マルテンサイト相と２０体積％以上の残留オーステナ
イト相からなり、オーステナイト粒もしくは旧オーステ
ナイト粒のアスペクト比が３以上の伸長オーステナイト
となった組織をもつとともに最終製品の（２００）α'
Ｘ線回折ピークの半価幅の角度が０．３０度以上、表面
硬度がＨＶ４５０以上の鋼板を製造する。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、耐食性とともにＨＶ４
５０以上の高強度および高靭性が要求され、さらに外的
環境での水素侵入で遅れ破壊が懸念される部材に適した
耐遅れ破壊性に優れた高強度・高靭性ステンレス鋼板と
その製造方法に関する。
５０以上の高強度および高靭性が要求され、さらに外的
環境での水素侵入で遅れ破壊が懸念される部材に適した
耐遅れ破壊性に優れた高強度・高靭性ステンレス鋼板と
その製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】従来、ＨＶ４５０以上の高強度を有する
鉄鋼材料としては１８Ｎｉマルエージ鋼が使用されてき
た。１８Ｎｉマルエージ鋼は、焼き入れ状態でほぼマル
テンサイト単相の金属組織をもち、時効処理によって硬
度を上昇させることが可能で、さらに窒化処理で表面層
を硬化させることにより素材の耐磨耗性や疲労特性の向
上が図れるという長所をもつものである。
鉄鋼材料としては１８Ｎｉマルエージ鋼が使用されてき
た。１８Ｎｉマルエージ鋼は、焼き入れ状態でほぼマル
テンサイト単相の金属組織をもち、時効処理によって硬
度を上昇させることが可能で、さらに窒化処理で表面層
を硬化させることにより素材の耐磨耗性や疲労特性の向
上が図れるという長所をもつものである。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、１８Ｎ
ｉマルエージ鋼は組織がマルテンサイト単相であり、硬
度が高いという長所はあるものの、マルテンサイト相自
体の靭性や延性が低いために、介在物の存在によって水
素起因の耐遅れ破壊性や疲労特性が大きく低下する欠点
がある。このため、不純物を徹底的に低減するように原
料の選定は勿論、高真空溶解，二次精錬の導入等、製造
面でもかなりの労力を必要とし、結果として汎用鋼材に
比較すると生産性が低く、製造コストも著しく高くな
る。しかも，時効硬化元素としてＴｉを添加しているた
め、Ｔｉ系介在物の起因した疲労特性の低下もみられ
る。本発明は、このような問題を解消すべく案出された
ものであり、ステンレス鋼を素材にして、耐遅れ破壊性
を向上させ、しかも表面硬度をビッカース硬度４５０以
上にした高強度・高靭性ステンレス鋼板とその高強度・
高靭性ステンレス鋼板を製造する方法を提供することを
目的とする。
ｉマルエージ鋼は組織がマルテンサイト単相であり、硬
度が高いという長所はあるものの、マルテンサイト相自
体の靭性や延性が低いために、介在物の存在によって水
素起因の耐遅れ破壊性や疲労特性が大きく低下する欠点
がある。このため、不純物を徹底的に低減するように原
料の選定は勿論、高真空溶解，二次精錬の導入等、製造
面でもかなりの労力を必要とし、結果として汎用鋼材に
比較すると生産性が低く、製造コストも著しく高くな
る。しかも，時効硬化元素としてＴｉを添加しているた
め、Ｔｉ系介在物の起因した疲労特性の低下もみられ
る。本発明は、このような問題を解消すべく案出された
ものであり、ステンレス鋼を素材にして、耐遅れ破壊性
を向上させ、しかも表面硬度をビッカース硬度４５０以
上にした高強度・高靭性ステンレス鋼板とその高強度・
高靭性ステンレス鋼板を製造する方法を提供することを
目的とする。
【０００４】
【課題を解決するための手段】本発明の耐遅れ破壊性に
優れた高強度・高靭性ステンレス鋼板は、その目的を達
成するため、１２．０〜１８．０質量％のＣｒ，４．０
〜１０．０質量％のＮｉを含む組成を有し、加工誘起マ
ルテンサイト相と２０体積％以上の残留オーステナイト
相からなり、オーステナイト粒もしくは旧オーステナイ
ト粒のアスペクト比が３以上の伸長オーステナイトとな
った組織をもつとともに最終製品の（２００）α'Ｘ線
回折ピークの半価幅の角度が０．３０度以上、表面硬度
がＨＶ４５０以上であることを特徴とする。この鋼板
は、１２．０〜１８．０質量％のＣｒ，４．０〜１０．
０質量％のＮｉを含有する準安定オーステナイト系ステ
ンレス鋼を、溶体化処理後、３５〜６５％の圧延率で冷
間圧延し、さらに、３００〜６５０℃の温度範囲で時効
処理、あるいは時効窒化処理することにより製造され
る。時効窒化処理としては、３００〜６５０℃の窒化雰
囲気中でガス窒化方法、あるいはＮａＣＮ，ＫＣＮ，Ｎ
ａＣＮＯおよびＫＣＮＯの１種または２種以上を基本成
分とする３００〜６５０℃の塩浴中に鋼材を浸漬する塩
浴窒化方法により行うことが好ましい。溶体化処理後、
リング状に溶接した後リング圧延機により冷間圧延すれ
ば、疲労特性に優れた無段変速機ベルト用の鋼板を製造
することができる。
優れた高強度・高靭性ステンレス鋼板は、その目的を達
成するため、１２．０〜１８．０質量％のＣｒ，４．０
〜１０．０質量％のＮｉを含む組成を有し、加工誘起マ
ルテンサイト相と２０体積％以上の残留オーステナイト
相からなり、オーステナイト粒もしくは旧オーステナイ
ト粒のアスペクト比が３以上の伸長オーステナイトとな
った組織をもつとともに最終製品の（２００）α'Ｘ線
回折ピークの半価幅の角度が０．３０度以上、表面硬度
がＨＶ４５０以上であることを特徴とする。この鋼板
は、１２．０〜１８．０質量％のＣｒ，４．０〜１０．
０質量％のＮｉを含有する準安定オーステナイト系ステ
ンレス鋼を、溶体化処理後、３５〜６５％の圧延率で冷
間圧延し、さらに、３００〜６５０℃の温度範囲で時効
処理、あるいは時効窒化処理することにより製造され
る。時効窒化処理としては、３００〜６５０℃の窒化雰
囲気中でガス窒化方法、あるいはＮａＣＮ，ＫＣＮ，Ｎ
ａＣＮＯおよびＫＣＮＯの１種または２種以上を基本成
分とする３００〜６５０℃の塩浴中に鋼材を浸漬する塩
浴窒化方法により行うことが好ましい。溶体化処理後、
リング状に溶接した後リング圧延機により冷間圧延すれ
ば、疲労特性に優れた無段変速機ベルト用の鋼板を製造
することができる。
【０００５】
【作用】本発明者等は、水素脆性が懸念される過酷な使
用環境に耐え得るステンレス鋼板を得る手段を種々検討
した結果、マルテンサイト単相のマルテンサイト系ステ
ンレス鋼ではなく、加工誘起マルテンサイト相＋オース
テナイト相の２相組織からなるからなる準安定オーステ
ナイト形ステンレス鋼であって、冷延後、加工誘起マル
テンサイトを８０体積％以下、残留オーステナイトを２
０体積％以上にし、かつオーステナイト粒もしくは旧オ
ーステナイト粒のアスペクト比が３以上の伸長オーステ
ナイトになった組織とするとともに最終製品の（２０
０）α'Ｘ線回折ピークの半価幅の角度が０．３０度以
上、表面硬度がＨＶ４５０以上にすることによって、水
素脆化が抑えられ、耐遅れ破壊特性を高めることができ
たものである。
用環境に耐え得るステンレス鋼板を得る手段を種々検討
した結果、マルテンサイト単相のマルテンサイト系ステ
ンレス鋼ではなく、加工誘起マルテンサイト相＋オース
テナイト相の２相組織からなるからなる準安定オーステ
ナイト形ステンレス鋼であって、冷延後、加工誘起マル
テンサイトを８０体積％以下、残留オーステナイトを２
０体積％以上にし、かつオーステナイト粒もしくは旧オ
ーステナイト粒のアスペクト比が３以上の伸長オーステ
ナイトになった組織とするとともに最終製品の（２０
０）α'Ｘ線回折ピークの半価幅の角度が０．３０度以
上、表面硬度がＨＶ４５０以上にすることによって、水
素脆化が抑えられ、耐遅れ破壊特性を高めることができ
たものである。
【０００６】加工誘起マルテンサイトを８０体積％以下
にして、残留オーステナイトを多くすると、オーステナ
イト中の水素拡散がマルテンサイト中に比べて遅いた
め、オーステナイト中への水素固溶量が多くなって、破
壊に寄与する拡散水素絶対量が小さくなり、その動きも
遅くなって、遅れ破壊がおきにくくなる。また、一般的
に拡散は粒内よりも、粒界で起こりやすい。水素も粒界
に沿って拡散していく。ただ、アスペクト比が３以上に
なると、１個の粒を形成する粒界から別の粒界への粒界
水素拡散が極端に遅くなる。元々、粒界は転位密度が高
く、しかもアスペクト比が大きくなって歪みが粒界に優
先的に集積すると、ますます水素拡散は大きく遅延させ
られ、水素脆化による遅れ破壊が改善できることにな
る。
にして、残留オーステナイトを多くすると、オーステナ
イト中の水素拡散がマルテンサイト中に比べて遅いた
め、オーステナイト中への水素固溶量が多くなって、破
壊に寄与する拡散水素絶対量が小さくなり、その動きも
遅くなって、遅れ破壊がおきにくくなる。また、一般的
に拡散は粒内よりも、粒界で起こりやすい。水素も粒界
に沿って拡散していく。ただ、アスペクト比が３以上に
なると、１個の粒を形成する粒界から別の粒界への粒界
水素拡散が極端に遅くなる。元々、粒界は転位密度が高
く、しかもアスペクト比が大きくなって歪みが粒界に優
先的に集積すると、ますます水素拡散は大きく遅延させ
られ、水素脆化による遅れ破壊が改善できることにな
る。
【０００７】さらに、結晶内に転位が多くなると、最終
製品の（２００）α'Ｘ線回折ピークの半価幅の角度が
大きくなる。結晶内に転移が多くなると、その内蔵転位
が水素をトラップし、遅れ破壊を抑制する。本発明で
は、転位による結集内の歪みを、最終製品の（２００）
α'Ｘ線回折ピークの半価幅の角度で表記したものであ
る。
製品の（２００）α'Ｘ線回折ピークの半価幅の角度が
大きくなる。結晶内に転移が多くなると、その内蔵転位
が水素をトラップし、遅れ破壊を抑制する。本発明で
は、転位による結集内の歪みを、最終製品の（２００）
α'Ｘ線回折ピークの半価幅の角度で表記したものであ
る。
【０００８】
【実施の形態】以下、耐遅れ破壊性に優れた高強度・高
靭性ステンレス鋼板の製造方法で使用されるステンレス
鋼に含まれる合金成分，含有量および本発明製造方法に
規定される製造条件等を説明する。Ｃ：０．２０質量％以下 オーステナイト形成元素であり、高温で生成するδフェ
ライトを抑制し、冷間加工で誘起されたマルテンサイト
相を強化する上で有効な合金成分であるが、本発明鋼で
はＳｉ含有量を高くすることが好ましいため、Ｃの固溶
限が低下し易くなる。このため、Ｃ含有量を多くする
と、時効処理で粗大なＣｒ系炭化物が析出し、耐粒界腐
食や疲労特性低下の原因になる。そこで、Ｃ含有量は
０．２０質量％以下にすることが好ましい。
靭性ステンレス鋼板の製造方法で使用されるステンレス
鋼に含まれる合金成分，含有量および本発明製造方法に
規定される製造条件等を説明する。Ｃ：０．２０質量％以下 オーステナイト形成元素であり、高温で生成するδフェ
ライトを抑制し、冷間加工で誘起されたマルテンサイト
相を強化する上で有効な合金成分であるが、本発明鋼で
はＳｉ含有量を高くすることが好ましいため、Ｃの固溶
限が低下し易くなる。このため、Ｃ含有量を多くする
と、時効処理で粗大なＣｒ系炭化物が析出し、耐粒界腐
食や疲労特性低下の原因になる。そこで、Ｃ含有量は
０．２０質量％以下にすることが好ましい。
【０００９】Ｓｉ：１．０〜５．０質量％
通常は製鋼段階で脱酸剤として添加される合金成分であ
り、ＳＵＳ３０１，３０４等の加工硬化型ステンレス鋼
にみられるように脱酸剤由来のＳｉ含有量は１．０質量
％以下である。しかし、本発明では、冷間加工時にマル
テンサイト相の生成を促進させるために、Ｓｉ含有量を
増加させることが好ましい。また、Ｓｉは、この加工で
誘起されたマルテンサイト相を硬質化すると共に、オー
ステナイト相にも固溶してこれを硬化させ、冷間加工後
の強度を大きくする。さらに、時効処理にあっては、Ｃ
ｕとの相互作用によって時効硬化を促進させる。このよ
うな効果は、Ｓｉ含有量１．０質量％以上で顕著にな
る。しかし、５．０質量％を超える過剰量のＳｉが含ま
れると、高温割れが発生しやすくなり、製造上でも種々
の問題が顕在化する。そこで、Ｓｉ含有量を１．０〜
５．０質量％にすることが好ましい。
り、ＳＵＳ３０１，３０４等の加工硬化型ステンレス鋼
にみられるように脱酸剤由来のＳｉ含有量は１．０質量
％以下である。しかし、本発明では、冷間加工時にマル
テンサイト相の生成を促進させるために、Ｓｉ含有量を
増加させることが好ましい。また、Ｓｉは、この加工で
誘起されたマルテンサイト相を硬質化すると共に、オー
ステナイト相にも固溶してこれを硬化させ、冷間加工後
の強度を大きくする。さらに、時効処理にあっては、Ｃ
ｕとの相互作用によって時効硬化を促進させる。このよ
うな効果は、Ｓｉ含有量１．０質量％以上で顕著にな
る。しかし、５．０質量％を超える過剰量のＳｉが含ま
れると、高温割れが発生しやすくなり、製造上でも種々
の問題が顕在化する。そこで、Ｓｉ含有量を１．０〜
５．０質量％にすることが好ましい。
【００１０】Ｍｎ：５．０質量％以下
多量添加になるとブローホールオーステナイト相の安定
度を支配する元素で、その含有量は他の合金成分とのバ
ランスによって決定される。しかし、過剰量のＭｎ含有
は、冷間圧延時に加工誘起マルテンサイトの生成を抑制
する。そこで、Ｍｎ含有量は５．０質量％以下にするこ
とが好ましい。
度を支配する元素で、その含有量は他の合金成分とのバ
ランスによって決定される。しかし、過剰量のＭｎ含有
は、冷間圧延時に加工誘起マルテンサイトの生成を抑制
する。そこで、Ｍｎ含有量は５．０質量％以下にするこ
とが好ましい。
【００１１】Ｎｉ：４．０〜１０．０質量％
高温および室温でオーステナイト相を得るために必要な
合金成分であるが、本発明のオーステナイト系ステンレ
ス鋼板は、室温で準安定オーステナイト相にし、冷間圧
延で加工誘起マルテンサイトを生成させる成分設計が必
要である。この点、４．０質量％未満のＮｉ含有量で
は、高温で多量のδフェライトが生成し、しかも室温ま
での冷却過程でマルテンサイト相が生成してオーステナ
イト単相として存在できなくなる。逆に過剰量のＮｉが
含まれると、オーステナイト相が安定化し、冷間加工に
よる加工誘起マルテンサイトが生成しにくくなる。した
がって、Ｎｉ含有量は４．０〜１０．０質量％にする。
合金成分であるが、本発明のオーステナイト系ステンレ
ス鋼板は、室温で準安定オーステナイト相にし、冷間圧
延で加工誘起マルテンサイトを生成させる成分設計が必
要である。この点、４．０質量％未満のＮｉ含有量で
は、高温で多量のδフェライトが生成し、しかも室温ま
での冷却過程でマルテンサイト相が生成してオーステナ
イト単相として存在できなくなる。逆に過剰量のＮｉが
含まれると、オーステナイト相が安定化し、冷間加工に
よる加工誘起マルテンサイトが生成しにくくなる。した
がって、Ｎｉ含有量は４．０〜１０．０質量％にする。
【００１２】Ｃｒ：１２．０〜１８．０質量％
耐食性向上に有効な合金成分であり、意図する耐食性を
得るためには最低でも１２．０％のＣｒが必要である。
しかし、フェライト形成元素でもあり、１８．０質量％
を超える過剰量のＣｒが含まれると高温で多量のδフェ
ライトが生成し易くなる。Ｃ，Ｎ，Ｎｉ，Ｍｎ，Ｃｕ等
のオーステナイト形成元素を添加することによりδフェ
ライトが抑制されるが、オーステナイト形成元素の多量
添加は室温でオーステナイト相を安定化させ、冷間加工
による加工誘起マルテンサイトの生成を抑え、時効処理
による強度上昇にも悪影響を及ぼす。そこで、Ｃｒ含有
量を１２．０〜１８．０質量％の範囲にする。
得るためには最低でも１２．０％のＣｒが必要である。
しかし、フェライト形成元素でもあり、１８．０質量％
を超える過剰量のＣｒが含まれると高温で多量のδフェ
ライトが生成し易くなる。Ｃ，Ｎ，Ｎｉ，Ｍｎ，Ｃｕ等
のオーステナイト形成元素を添加することによりδフェ
ライトが抑制されるが、オーステナイト形成元素の多量
添加は室温でオーステナイト相を安定化させ、冷間加工
による加工誘起マルテンサイトの生成を抑え、時効処理
による強度上昇にも悪影響を及ぼす。そこで、Ｃｒ含有
量を１２．０〜１８．０質量％の範囲にする。
【００１３】Ｃｕ：０〜３．５質量％
時効処理時にＳｉとの相互作用によって時効硬化を促進
させる合金成分であり、１．０質量％以上で効果が顕著
になる。しかし、過剰量のＣｕ含有は、熱間加工性を低
下させ、割れ発生の原因にもなる。そこで、Ｃｕを含有
させる場合は、３．５質量％以下にすることが好まし
い。
させる合金成分であり、１．０質量％以上で効果が顕著
になる。しかし、過剰量のＣｕ含有は、熱間加工性を低
下させ、割れ発生の原因にもなる。そこで、Ｃｕを含有
させる場合は、３．５質量％以下にすることが好まし
い。
【００１４】Ｍｏ：０〜５．０質量％
耐食性向上に有効な合金成分であり、時効処理時に炭窒
化物を微細に分散させる作用も呈する。また、本発明で
は、疲労特性に悪影響を及ぼす過度の圧延ひずみを低減
するために、加熱温度を高く設定した時効処理を行う
が、高温時効に起因したひずみの急激な開放を抑制する
上でも効果的である。さらに、時効処理によって強度に
寄与する析出物を形成するため、かなりの高温域で時効
処理しても強度低下が防止される。しかし、５．０質量
％を超える過剰量のＭｏが含まれると、高温でδフェラ
イトが生成しやすくなる。また、Ｍｏ含有量の増加に伴
って高温域での変形抵抗が大きくなり熱間加工性が低下
するので、Ｍｏの含有量は５．０質量％以下で設定する
ことが好ましい。
化物を微細に分散させる作用も呈する。また、本発明で
は、疲労特性に悪影響を及ぼす過度の圧延ひずみを低減
するために、加熱温度を高く設定した時効処理を行う
が、高温時効に起因したひずみの急激な開放を抑制する
上でも効果的である。さらに、時効処理によって強度に
寄与する析出物を形成するため、かなりの高温域で時効
処理しても強度低下が防止される。しかし、５．０質量
％を超える過剰量のＭｏが含まれると、高温でδフェラ
イトが生成しやすくなる。また、Ｍｏ含有量の増加に伴
って高温域での変形抵抗が大きくなり熱間加工性が低下
するので、Ｍｏの含有量は５．０質量％以下で設定する
ことが好ましい。
【００１５】Ｎ：０．１５質量％以下
オーステナイト形成元素であり、オーステナイト相およ
びマルテンサイト相の硬化に有効な合金成分である。し
かし、Ｎの過剰添加は鋳造時にブローホールを発生させ
る原因となるので、Ｎ含有量の上限は０．１５質量％に
することが好ましい。
びマルテンサイト相の硬化に有効な合金成分である。し
かし、Ｎの過剰添加は鋳造時にブローホールを発生させ
る原因となるので、Ｎ含有量の上限は０．１５質量％に
することが好ましい。
【００１６】冷間加工後の加工誘起マルテンサイト量：
８０体積％以下 残留オーステナイト量：２０体積％以上 加工誘起マルテンサイトを比較的少なく、残留オーステ
ナイトを多くすると、オーステナイト中の水素拡散がマ
ルテンサイト中に比べて遅いため、オーステナイト中へ
の水素固溶量が多くなって、破壊に寄与する拡散水素絶
対量が小さくなり、その動きも遅くなって、遅れ破壊が
おきにくくなる。この限界値としては冷間加工後の加工
誘起マルテンサイト量が８０体積％以下である。
８０体積％以下 残留オーステナイト量：２０体積％以上 加工誘起マルテンサイトを比較的少なく、残留オーステ
ナイトを多くすると、オーステナイト中の水素拡散がマ
ルテンサイト中に比べて遅いため、オーステナイト中へ
の水素固溶量が多くなって、破壊に寄与する拡散水素絶
対量が小さくなり、その動きも遅くなって、遅れ破壊が
おきにくくなる。この限界値としては冷間加工後の加工
誘起マルテンサイト量が８０体積％以下である。
【００１７】オーステナイト粒のアスペクト比：３以上
元々、粒界は転位密度が高く、しかもアスペクト比が大
きくなって歪みが粒界に優先的に集積すると、ますます
水素拡散は大きく遅延させられ、水素脆化による遅れ破
壊が改善できる。本発明の準安定オーステナイト系ステ
ンレス鋼の場合、アスペクト比が３以上になると、この
現象が顕著になって、耐遅れ破壊性がよくなる。
きくなって歪みが粒界に優先的に集積すると、ますます
水素拡散は大きく遅延させられ、水素脆化による遅れ破
壊が改善できる。本発明の準安定オーステナイト系ステ
ンレス鋼の場合、アスペクト比が３以上になると、この
現象が顕著になって、耐遅れ破壊性がよくなる。
【００１８】（２００）α'Ｘ線回折ピークの半価幅の
角度が０．３０度以上 表面層近傍の結晶内に転位が多くなると、最終製品の
（２００）α'Ｘ線回折ピークの半価幅の角度が大きく
なる。結晶内に蓄積された内蔵転位が水素をトラップ
し、遅れ破壊を抑制する効果を発揮する。その効果は、
最終製品の（２００）α'Ｘ線回折ピークの半価幅の角
度で表記した場合、０．３０度以上に相当する量の転位
が蓄積されていると、顕著になる。
角度が０．３０度以上 表面層近傍の結晶内に転位が多くなると、最終製品の
（２００）α'Ｘ線回折ピークの半価幅の角度が大きく
なる。結晶内に蓄積された内蔵転位が水素をトラップ
し、遅れ破壊を抑制する効果を発揮する。その効果は、
最終製品の（２００）α'Ｘ線回折ピークの半価幅の角
度で表記した場合、０．３０度以上に相当する量の転位
が蓄積されていると、顕著になる。
【００１９】冷間圧延率：３５〜６５％
冷間圧延率が小さいと、半値幅は小さく表面硬度が低く
なる。半値幅をある程度大きくするためには、少なくと
も３５％以上の圧延率での冷延が必要で、あまり圧延率
が大きくなると加工誘起マルテンサイト量が多くなりす
ぎて、返って特性を悪くする場合もあるので６５％以下
にする必要がある。
なる。半値幅をある程度大きくするためには、少なくと
も３５％以上の圧延率での冷延が必要で、あまり圧延率
が大きくなると加工誘起マルテンサイト量が多くなりす
ぎて、返って特性を悪くする場合もあるので６５％以下
にする必要がある。
【００２０】表面硬度：ビッカース硬度４５０以上
耐遅れ破壊性には直接関与しないが、高強度材で疲労強
度を高めるためにも表面硬度は４５０以上なければなら
ない。
度を高めるためにも表面硬度は４５０以上なければなら
ない。
【００２１】時効処理，時効窒化処理
冷間加工を受けて、適正量の加工誘起マルテンサイトが
生成され、歪が蓄積されかつアスペクト比が調整された
準安定オーステナイト系ステンレス鋼板は、その後の時
効処理または時効窒化処理によって製品表面の強度およ
び疲労特性が改善される。時効処理または時効窒化処理
の加熱温度は３００〜６５０℃の範囲で選定される。加
熱温度が３００℃を下回ると時効や窒化による強度上昇
が不足し、６５０℃を超える加熱温度では加工誘起マル
テンサイトの一部がオーステナイト相に逆変態して強度
低下や窒化停滞を引き起こす。また、生産性を考慮して
２０分以内で時効処理または時効窒化処理が終了するよ
うに温度設定することが好ましい。時効窒化処理として
は、一般的な鋼材の窒化法である「ガス窒化法」，「ガ
ス軟窒化法」の他、「ガス浸硫窒化法」，「プラズマ窒
化法」，「塩浴窒化法」を適用することができる。ま
た、「イオン窒化法」，「塩浴浸炭窒化法」，「塩浴浸
硫窒化法」を適用することもできる。
生成され、歪が蓄積されかつアスペクト比が調整された
準安定オーステナイト系ステンレス鋼板は、その後の時
効処理または時効窒化処理によって製品表面の強度およ
び疲労特性が改善される。時効処理または時効窒化処理
の加熱温度は３００〜６５０℃の範囲で選定される。加
熱温度が３００℃を下回ると時効や窒化による強度上昇
が不足し、６５０℃を超える加熱温度では加工誘起マル
テンサイトの一部がオーステナイト相に逆変態して強度
低下や窒化停滞を引き起こす。また、生産性を考慮して
２０分以内で時効処理または時効窒化処理が終了するよ
うに温度設定することが好ましい。時効窒化処理として
は、一般的な鋼材の窒化法である「ガス窒化法」，「ガ
ス軟窒化法」の他、「ガス浸硫窒化法」，「プラズマ窒
化法」，「塩浴窒化法」を適用することができる。ま
た、「イオン窒化法」，「塩浴浸炭窒化法」，「塩浴浸
硫窒化法」を適用することもできる。
【００２２】ガス窒化法では、たとえばアンモニアガス
単体やアンモニアガスを主成分としたガスを使用でき
る。アンモニアを主成分とするガスとしては、ＲＸガス
（吸熱型変成ガス：ＣＯ＋Ｈ2＋Ｎ2），ＮＸガス（ブタ
ン等を完全燃焼させた変成ガス：窒素が主成分），プロ
パン，ブタン，（ＣＯ2＋ＣＯ）混合ガス等をアンモニ
アガスに混合したものが挙げられる。塩浴窒化法では、
ＮａＣＮ，ＫＣＮ，ＮａＣＮＯ，ＫＣＮＯの１種または
２種以上を基本成分とし、Ｎａ2ＣＯ3，Ｋ2ＣＯ3の１種
または２種を添加した溶融塩を使用できる。
単体やアンモニアガスを主成分としたガスを使用でき
る。アンモニアを主成分とするガスとしては、ＲＸガス
（吸熱型変成ガス：ＣＯ＋Ｈ2＋Ｎ2），ＮＸガス（ブタ
ン等を完全燃焼させた変成ガス：窒素が主成分），プロ
パン，ブタン，（ＣＯ2＋ＣＯ）混合ガス等をアンモニ
アガスに混合したものが挙げられる。塩浴窒化法では、
ＮａＣＮ，ＫＣＮ，ＮａＣＮＯ，ＫＣＮＯの１種または
２種以上を基本成分とし、Ｎａ2ＣＯ3，Ｋ2ＣＯ3の１種
または２種を添加した溶融塩を使用できる。
【００２３】
【実施例】表１に示す組成をもつ準安定オーステナイト
系ステンレス溶鋼を真空溶解炉で溶製し、鍛造，熱延，
中間焼鈍，冷延工程を経て冷延鋼帯を製造した後、１０
５０℃で１分間保持の溶体化処理を施して水冷した後、
種々の圧延率で板厚０．１８ｍｍまでリング圧延した。
リング圧延材にその後、さらにバレル研磨，ショットピ
ーニングまたはショットブラスティングの１種または２
種以上の複合処理を施した。また、場合によって最終的
に時効処理もしくは窒化雰囲気での時効処理を兼ねた時
効窒化処理を施した。なお、表１中、Ａ，Ｂ，Ｃ鋼が本
発明で規定した組成を満足する鋼材、Ｄが比較のために
示した１８Ｎｉマルエージ鋼である。
系ステンレス溶鋼を真空溶解炉で溶製し、鍛造，熱延，
中間焼鈍，冷延工程を経て冷延鋼帯を製造した後、１０
５０℃で１分間保持の溶体化処理を施して水冷した後、
種々の圧延率で板厚０．１８ｍｍまでリング圧延した。
リング圧延材にその後、さらにバレル研磨，ショットピ
ーニングまたはショットブラスティングの１種または２
種以上の複合処理を施した。また、場合によって最終的
に時効処理もしくは窒化雰囲気での時効処理を兼ねた時
効窒化処理を施した。なお、表１中、Ａ，Ｂ，Ｃ鋼が本
発明で規定した組成を満足する鋼材、Ｄが比較のために
示した１８Ｎｉマルエージ鋼である。
【００２４】
【００２５】各供試材について、最終製品の（２００）
α'Ｘ線回折ピークの半価幅角度、残留オーステナイト
量、最終熱処理材の表面硬度ならびに旧オーステナイト
粒界のアスペクト比を調査した。さらに潤滑油を塗布し
たリング材を２枚積層し、回転疲労試験を行った。（２
００）α'Ｘ線回折ピークの半価幅角度の測定は、２０
ｍｍ角の試験片を電解研磨し、圧延面表面に対しＸ線回
折を実施した。測定条件はターゲットＭｏ（加速電圧４
０ｋｖ、電流１２０Ａ）、走査速度０．２度／ｍｉｎで
行った。表面硬度は荷重３００ｇのビッカースで測定し
た。試験片全体の残留オーステナイト量は、振動型試料
磁力計を用いた磁気的方法で測定した。旧オーステナイ
ト粒界のアスペクト比は圧延方向に平行な板厚断面から
観察した伸長オーステナイト粒から無作為に１００個抽
出し、冷延方向に延びた長径に対して板厚方向の短径を
除した値で個々に算出し、その平均値を求めた。
α'Ｘ線回折ピークの半価幅角度、残留オーステナイト
量、最終熱処理材の表面硬度ならびに旧オーステナイト
粒界のアスペクト比を調査した。さらに潤滑油を塗布し
たリング材を２枚積層し、回転疲労試験を行った。（２
００）α'Ｘ線回折ピークの半価幅角度の測定は、２０
ｍｍ角の試験片を電解研磨し、圧延面表面に対しＸ線回
折を実施した。測定条件はターゲットＭｏ（加速電圧４
０ｋｖ、電流１２０Ａ）、走査速度０．２度／ｍｉｎで
行った。表面硬度は荷重３００ｇのビッカースで測定し
た。試験片全体の残留オーステナイト量は、振動型試料
磁力計を用いた磁気的方法で測定した。旧オーステナイ
ト粒界のアスペクト比は圧延方向に平行な板厚断面から
観察した伸長オーステナイト粒から無作為に１００個抽
出し、冷延方向に延びた長径に対して板厚方向の短径を
除した値で個々に算出し、その平均値を求めた。
【００２６】回転疲労試験は、リング長が３５０ｍｍ，
幅が１５ｍｍのリング試験片を直径４０．０ｍｍのプー
リに架け、両端を駆動プーリに架けたベルトで引張り、
８００ｒｐｍの速さで回転運動させ、破断に至ったとき
のサイクル数を求めて評価した。破断しないものを「１
０００×１０4以上」とした。圧延材の評価結果を表２
に、時効もしくは時効窒化材の評価結果を表３に示す。
なお、ガス窒化はアンモニアガス５０％＋ＮＸガス５０
％の窒化雰囲気中で、塩浴窒化はＮａＣＮ４０質量％＋
Ｎａ2ＣＯ3４０質量％を主成分とし残部が（ＮａＫ）4
Ｆｅ（ＣＮ）Ｏ6である塩浴液中で実施した。
幅が１５ｍｍのリング試験片を直径４０．０ｍｍのプー
リに架け、両端を駆動プーリに架けたベルトで引張り、
８００ｒｐｍの速さで回転運動させ、破断に至ったとき
のサイクル数を求めて評価した。破断しないものを「１
０００×１０4以上」とした。圧延材の評価結果を表２
に、時効もしくは時効窒化材の評価結果を表３に示す。
なお、ガス窒化はアンモニアガス５０％＋ＮＸガス５０
％の窒化雰囲気中で、塩浴窒化はＮａＣＮ４０質量％＋
Ｎａ2ＣＯ3４０質量％を主成分とし残部が（ＮａＫ）4
Ｆｅ（ＣＮ）Ｏ6である塩浴液中で実施した。
【００２７】
【００２８】
【００２９】表２、表３の結果に見られるように、本発
明方法で得られたステンレス鋼板は回転疲労試験で６０
０×１０4以上の良好な特性を示している。これに対し
て圧延率が小さいために蓄積歪量が少ない試験Ｎｏ．８
〜１０および２０〜２２では、旧オーステナイト粒のア
スペクト比も小さく、満足する疲労特性が得られていな
い。また、圧延率を７０％にした試験Ｎｏ．１１、２３
では、加工誘起マルテンサイトの生成量が多すぎたため
に、疲労特性を低下させている。
明方法で得られたステンレス鋼板は回転疲労試験で６０
０×１０4以上の良好な特性を示している。これに対し
て圧延率が小さいために蓄積歪量が少ない試験Ｎｏ．８
〜１０および２０〜２２では、旧オーステナイト粒のア
スペクト比も小さく、満足する疲労特性が得られていな
い。また、圧延率を７０％にした試験Ｎｏ．１１、２３
では、加工誘起マルテンサイトの生成量が多すぎたため
に、疲労特性を低下させている。
【００３０】比較例の破断部断面を観察すると、圧延材
の比較例試験Ｎｏ．８〜１０では、強度不足に起因した
粒内破壊を起こしていた。圧延材の比較例試験Ｎｏ．１
１ならびに時効・時効窒化材の比較例試験Ｎｏ．２０〜
２５では、強度的には十分であるためか、粒界破壊を起
こしている。リングを２枚積層した状態でリング間に存
在する潤滑油から水素が発生し、これがリング材に侵入
することによって生じた典型的な遅れ破壊によるもので
あった。
の比較例試験Ｎｏ．８〜１０では、強度不足に起因した
粒内破壊を起こしていた。圧延材の比較例試験Ｎｏ．１
１ならびに時効・時効窒化材の比較例試験Ｎｏ．２０〜
２５では、強度的には十分であるためか、粒界破壊を起
こしている。リングを２枚積層した状態でリング間に存
在する潤滑油から水素が発生し、これがリング材に侵入
することによって生じた典型的な遅れ破壊によるもので
あった。
【００３１】本発明例では、圧延歪の導入、旧オーステ
ナイト粒扁平度、最終熱処理後の硬度ならびに残留オー
ステナイトを最適化しているために、遅れ破壊は起きて
いない。本発明例試験Ｎｏ．１５および１８は破断して
いるが、粒内破壊であり、延性的な破面であった。
ナイト粒扁平度、最終熱処理後の硬度ならびに残留オー
ステナイトを最適化しているために、遅れ破壊は起きて
いない。本発明例試験Ｎｏ．１５および１８は破断して
いるが、粒内破壊であり、延性的な破面であった。
【００３２】
【発明の効果】以上に説明したように、本発明方法では
準安定オーステナイト系ステンレス鋼を、圧延率を設定
して冷間圧延することにより、加工誘起マルテンサイト
変態させるとともに表面近傍を水素の拡散を防ぐに最適
な状態にし、しかも旧オーステナイト粒界のアスペクト
比、最終熱処理後の硬度および残留オーステナイト量を
適正な範囲に調整することにより、耐遅れ破壊特性に優
れた高強度・高靭性ステンレス鋼板を製造することがで
きた。本発明により、外的環境での水素侵入で遅れ破壊
が懸念されるメタルガスケットや無段変速機ベルト用金
属リング等の自動車用各種ばね、スチールベルト、刃物
材、燃料電池セパレータ素材ならびに皿ばね等に好適に
使用できる高強度・高靭性ステンレス鋼板が得られる。
準安定オーステナイト系ステンレス鋼を、圧延率を設定
して冷間圧延することにより、加工誘起マルテンサイト
変態させるとともに表面近傍を水素の拡散を防ぐに最適
な状態にし、しかも旧オーステナイト粒界のアスペクト
比、最終熱処理後の硬度および残留オーステナイト量を
適正な範囲に調整することにより、耐遅れ破壊特性に優
れた高強度・高靭性ステンレス鋼板を製造することがで
きた。本発明により、外的環境での水素侵入で遅れ破壊
が懸念されるメタルガスケットや無段変速機ベルト用金
属リング等の自動車用各種ばね、スチールベルト、刃物
材、燃料電池セパレータ素材ならびに皿ばね等に好適に
使用できる高強度・高靭性ステンレス鋼板が得られる。
─────────────────────────────────────────────────────
フロントページの続き
(72)発明者 平松 直人
山口県新南陽市野村南町4976番地 日新製
鋼株式会社ステンレス事業本部内
Ｆターム(参考） 4K037 EA12 EA20 EA21 FF00 FG01
FG03 FL01 FL02 FL03
Claims (8)
- 【請求項１】 １２．０〜１８．０質量％のＣｒ，４．
０〜１０．０質量％のＮｉを含む組成を有し、加工誘起
マルテンサイト相と２０体積％以上の残留オーステナイ
ト相からなり、オーステナイト粒もしくは旧オーステナ
イト粒のアスペクト比が３以上の伸長オーステナイトと
なった組織をもつとともに最終製品の（２００）α'Ｘ
線回折ピークの半価幅の角度が０．３０度以上、表面硬
度がＨＶ４５０以上であることを特徴とする耐遅れ破壊
性に優れた高強度・高靭性ステンレス鋼板。 - 【請求項２】 １２．０〜１８．０質量％のＣｒ，４．
０〜１０．０質量％のＮｉを含有する準安定オーステナ
イト系ステンレス鋼を、溶体化処理後、３５〜６５％の
圧延率で冷間圧延することを特徴とする、加工誘起マル
テンサイト相と２０体積％以上の残留オーステナイト相
からなり、オーステナイト粒もしくは旧オーステナイト
粒のアスペクト比が３以上の伸長オーステナイトとなっ
た組織とするとともに（２００）α'Ｘ線回折ピークの
半価幅の角度が０．３０度以上、表面硬度がＨＶ４５０
以上の耐遅れ破壊性に優れた高強度・高靭性ステンレス
鋼板の製造方法。 - 【請求項３】 溶体化処理後、リング状に溶接し、リン
グ圧延機で冷間圧延して疲労特性に優れた無段変速機ベ
ルト用の鋼板を製造する請求項２に記載の耐遅れ破壊性
に優れた高強度・高靭性ステンレス鋼板の製造方法。 - 【請求項４】 冷間圧延後、さらにバレル研磨、ショッ
トピーニングまたはショットブラストの１種または複数
を組み合わせて表面加工処理する請求項２または３に記
載の耐遅れ破壊性に優れた高強度・高靭性ステンレス鋼
板の製造方法。 - 【請求項５】 冷間圧延後、３００〜６５０℃の温度範
囲で時効処理する請求項２〜４のいずれか１に記載の耐
遅れ破壊性に優れた高強度・高靭性ステンレス鋼板の製
造方法。 - 【請求項６】 冷間圧延後、３００〜６５０℃の温度範
囲で時効窒化処理する請求項２〜４のいずれか１に記載
の耐遅れ破壊性に優れた高強度・高靭性ステンレス鋼板
の製造方法。 - 【請求項７】 時効窒化処理を、３００〜６５０℃の窒
化雰囲気中でガス窒化方法により行う請求項６に記載の
耐遅れ破壊性に優れた高強度・高靭性ステンレス鋼板の
製造方法。 - 【請求項８】 時効窒化処理を、ＮａＣＮ，ＫＣＮ，Ｎ
ａＣＮＯおよびＫＣＮＯの１種または２種以上を基本成
分とする３００〜６５０℃の塩浴中に鋼材を浸漬する塩
浴窒化方法により行う請求項６に記載の耐遅れ破壊性に
優れた高強度・高靭性ステンレス鋼板の製造方法。
Priority Applications (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2001312259A JP2003113449A (ja) | 2001-10-10 | 2001-10-10 | 耐遅れ破壊性に優れた高強度・高靭性ステンレス鋼板およびその製造方法 |
| EP02020480A EP1302556A1 (en) | 2001-10-10 | 2002-09-12 | Stainless steel sheet product good of delayed fracture-strength and manufacturing method thereof |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2001312259A JP2003113449A (ja) | 2001-10-10 | 2001-10-10 | 耐遅れ破壊性に優れた高強度・高靭性ステンレス鋼板およびその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2003113449A true JP2003113449A (ja) | 2003-04-18 |
Family
ID=19130950
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2001312259A Withdrawn JP2003113449A (ja) | 2001-10-10 | 2001-10-10 | 耐遅れ破壊性に優れた高強度・高靭性ステンレス鋼板およびその製造方法 |
Country Status (2)
| Country | Link |
|---|---|
| EP (1) | EP1302556A1 (ja) |
| JP (1) | JP2003113449A (ja) |
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Family Cites Families (9)
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| JPS58213866A (ja) * | 1982-06-03 | 1983-12-12 | Mitsubishi Heavy Ind Ltd | 迅速窒化方法 |
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