JP2527564B2

JP2527564B2 - 溶接強度および靭性に優れた析出硬化型ステンレス鋼

Info

Publication number: JP2527564B2
Application number: JP62180051A
Authority: JP
Inventors: 貞雄廣津; 照夫田中; 定幸中村
Original assignee: Nisshin Steel Co Ltd
Current assignee: Nippon Steel Nisshin Co Ltd
Priority date: 1987-07-21
Filing date: 1987-07-21
Publication date: 1996-08-28
Anticipated expiration: 2011-08-28
Also published as: JPS6425952A

Description

【発明の詳細な説明】〔産業上の利用分野〕本発明は，溶接強度および靭性に優れた析出硬化型高
力ステンレス鋼に係り，例えばOA機器のプリンターヘッ
ド移動用ベルト，帯鋸，動力伝達機構部品や搬送部材と
して好適に適用できるステンレス鋼に関する。かような
ベルト材料は通常は溶接接続にてエンドレス化されるも
のであるが，本発明鋼はかような溶接部の強度と靭性に
優れた析出硬化型高力ステンレス鋼である。

〔発明の背景と従来技術の問題点〕

高強度ステンレス鋼としては，高温のオーステナイト
状態より急冷してマルテンサイト変態させることによっ
て硬化させるマルテンサイト系ステンレス鋼（代表的に
SUS420J2や440A,B,C），冷間加工によって高強度を得る
加工硬化型オーステナイト系ステンレス鋼（代表的には
SUS301や304）および冷間加工後時効処理を施して高強
度を得る析出硬化型スンテレス鋼（代表的にはSUS631）
がある。

しかし，これらの鋼は前述の用途のように溶接接続す
る場合には，それぞれ以下のような問題が付随する。

例えば，マルテンサイト系ステンレス鋼では，溶接時
に割れを生じたり，溶接後は後熱処理を施さないと溶接
部の靭性が著しく低下する。また，スチールベルト党の
鋼帯を製造する場合には，マルテンサイト変態のための
熱処理（焼入れ処理）によって鋼帯が変形しやすいの
で，平坦性と寸法精度の要求が極めて厳格なプリンター
ヘッド移動用ベルト，帯鋸，動力伝達機構部品ベルトな
どを得ることはそのままでは困難である。

一方，加工硬化型のSUS301,304および析出硬化型のSU
S631等は，強度レベルは冷間加工量によって種々のもの
が得られ，強度の高いものでは180〜200kg/mm²前後のも
のが得られるが，これらは溶接を施すことによって溶接
部が著しく強度低下するという共通の問題がある。した
がって，これらの鋼は，溶接継手部を有しながら高強度
と疲労強度が要求される用途，例えばCVT用ベルト等で
は使用できない。これらの鋼をかような用途に使用しよ
うとすれば，溶接接続後にその溶接部をもったまま冷間
加工を施す必要がある。しかし，例えばエンドレスベル
トなどのような無端ベルトをさらに冷間加工するには作
業が煩雑とならざるを得ず効率が悪く，高価なものとな
らざるを得ない。

このようなことから，特に溶接接続を余儀無くされ且
つ高強度が要求される用途向きには，低炭素マルテンサ
イト系鋼で且つ析出硬化を伴う材料が適しており，ステ
ンレス鋼では従来より例えばSUS630やPH13−8Mo鋼が使
用されている。

しかし，これらの鋼の溶接継手強度は，いずれも時効
処理後において高々150kg/mm²前後の強度レベルであ
る。したがって，一層の高強度を必要とされる用途には
使用できない。ステンレス鋼以外では18Ni系マルエージ
ング鋼があり，母材強度が210kg級のものでは，その溶
接継手の強度も180kg/mm²以上のものが得られる。だが,
18Niマルエージング鋼は高価であるとともに，ステンレ
ス鋼に比べて著しく耐食性に劣るという問題がある。従
って，溶接部の強度と靭性はもとより耐食性が要求され
るような用途向き例えばCVTやダイシングソウ等のエン
ドレスベルト素材としては不向きである。

〔発明の目的〕

本発明は，前述のような従来材では得られなかった耐
食性と溶接継手強度並びに靭性を兼ね備えた高強度ステ
ンレス鋼の提供を目的としたものである。より具体的に
は，析出硬化型のマルテンサイト系ステンレス鋼におい
て，従来のこの種の鋼では達成できなかった溶接継手強
度170kg/mm²以上を達成することを目的としたものであ
る。そして，この高度な溶接継手強度並びに靭性と共に
スチールベルトとして要求されるその他の諸特性を合わ
せて具備する鋼の開発を目的としたものである。

〔発明の構成〕

前記の目的を達成せんとする本発明のステンレス鋼
は，重量％で,C:0.03％以下,Si:0.2〜2.0％,Mn:0.5％以
下,Ni:7.0〜12.0％,Cr:7.5〜10.0％未満,Mo:1.0〜5.0
％,Ti:0.2〜1.0％,Al:0.035％以下,S:0.004％以下,N:0.
010％以下，:0.007％以下，さらに，場合によっては,
3.0％以下のCu,1.5％以下のＶまたは1.5％以下のNbの１
種または２種以上を含有し，ただし，この化学成分範囲
において， Siが1.5％以上の場合には Si＋Mo＋２×Ti≦7.0％の関係を満足し，残部がFeおよび不可避的に混入する不純物からなる溶
接強度および靭性に優れた析出硬化型ステンレス鋼であ
る。

本発明鋼は，溶体化処理後の組織が実質的にマルテン
サイト組織であり，後記の実施例で実証するように，溶
接部の平滑引張強度および切欠引張強度が時効処理後に
おいて170kg/mm²以上を有する。

したがって，本発明によると，本発明鋼の鋼板の両端
を溶接接続することによってエンドレス化したベルト
は，従来の析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼で
は得られなかったような溶接継手強度と靭性を具備し，
また,Niマルエージング鋼では得られなかった耐食性を
具備するものである。なお，このエンドレスベルトを製
造するには，溶体化処理後に冷延率10〜70％で冷間圧延
して得た冷延鋼板を，その両端を溶接接続し，この溶接
後にベルト全体を時効処理する方法に従えばよい。また
形状が大きなもの等では，該冷延鋼板を時効処理したあ
と溶接接続したうえ，その溶接部を時効処理を施しても
よいし，溶接部をさらに加工してから時効処理してもよ
い。

以下に本発明の内容を具体的に説明する。

〔発明の詳述〕

本発明の主目的である溶接継手強度170kg/mm²以上を
達成し得る従来綱としては，既述のように210kg級以上
の18Niマルエージング鋼がある。しかし，この従来鋼は
Crを含有していないことから耐食性が著しく劣るととも
に高価なNi,Mo,Coを多量に含有するために著しく高価な
材料となっている。そこで，本発明者等は，析出硬化型
マルテンサイト系ステンレス鋼において，従来では達成
できなかった溶接継手強度170kg/mm²以上を確保できる
ような成分系を見出すべく種々の試験研究を重ねた。そ
の結果，従来の210kg級18Niマルエージング鋼ほどのNi,
Moを含まず，またCoを含有しなくても，特定の成分調整
を行って適切に製造するならば，薄板の領域では目標と
する170kg/mm²以上の溶接継手強度を得ることが可能で
あることを知見した。

すなわち，種々の実験の過程で，従来の210kg級18Ni
マルエージング鋼のNi,Mo,Coを減少させた場合には，高
強度を得るために一方の強化元素であるTi量を増加させ
ると200kg/mm²前後の強度は保ち得るものの，靭性が低
下し，特に溶接部での切欠靭性の低下が起こることを知
った。しかし，若干のSiを添加するならば210kg級マル
エージング鋼と同程度以下のTi量0.6％でも十分な強度
を有し，しかも，溶接継手部の強度が170kg/mm²以上で
かつ切欠靭性も優れるものを得ることが可能であること
がわかった。

このSi添加の作用効果は時効処理温度領域でのTi,Mo
の固溶限を低下させることによりもたらされるものと考
えられる。すなわち,Siの添加によって，少ないTiおよ
びMo量で高強度を得ることができるのであるが，従来鋼
にあっては析出硬化に寄与していた金属間化合物Ni₃Ti
は粒界析出しやすいために高強度でかつ靭性を保ち得る
為には高いNi,Mo,Coを含有していることが必須条件であ
ったのに対し,Siを添加すると金属間化合物の形態がNi
₁₆Ti₆Si₇のＧ相に変化し，しかもこの金属間化合物は粒
界析出しにくいために，少ないNi,Mo量で且つCoを含有
しなくても十分な強度と靭性を有し，特に溶接部の強度
と靭性を保ち得ることになることがわかった。

また，従来より,Alは脱酸材として有効に働くために
この種の鋼に活用されていたが，その含有量が著しく靭
性に影響を及ぼしていることを知った。たとえば,18Ni
系マルエージング鋼等ではAlの含有量は0.1％前後で特
に注目されておらず，さらに,SUS631に見られるように
強化元素として活用されている例さえもある。ところ
が，マルテンサイト系析出硬化型ステンレス鋼の高強度
化高靭性化にこのAlが非常な悪影響を及ぼしていること
がわかった。本発明では前記のような理由から強化元素
としてSiを活用するものであるが，このSiによる脱酸も
合わせて出来るのでAl添加による脱酸が少なくても酸化
物系の介在物による靭性低下を回避することができ，低
Al含有鋼とすることができる。

なお，本発明鋼はCaOルツボを用いて鋼を溶製するの
がよい。CaOルツボを用いて溶製するとによって，低Ｓ
化と，更に低Al含有量でＯおよびＮの低減が達成でき，
これによって高強度材で問題となる非金属介在物不純物
元素による靭性低下を防止し，さらに高強度で高靭性を
有する材料が提供できる。特に本発明が目的とするエン
ドレスベルト用途たとえばCVT用ベルト，ダイシングソ
ウ等は薄板が多いが，かような介在物減少による薄板の
疲労寿命改善効果が合せて発揮される。

本発明鋼ではCoを含有させないで且つNi,Mo含有量を2
10kg級18Niマルエージング鋼よりも低減させることが出
来たので,Crを耐食性に必要な量で添加しても，溶体化
処理後において実質的にマルテンサイト組織を呈し且つ
溶接部へのδフェライト相の析出が微量となるような鋼
とすることができ，これによって時効処理後の強度と靭
性は溶接部であっても170kg/mm²以上を確保することが
でき，十分な耐食性と溶接継手強度とを兼ね備えたステ
ンレス鋼とすることができる。

本発明において，鋼中の各元素の含有量範囲の上下限
を限定した理由の概要を説明すると，以下のとおりであ
る。

Ｃは，マルテンサイト地の強度を上げるのに有効な元
素であるが,C量が0.03％を越えるような量となると，強
化元素として含有させているTiなどの炭化物を形成しや
すくなり，切欠靭性を低下させる。そして，かようなTi
Cの析出により析出硬化に寄与する有効Ti量が減少し，
それに見合った多量のTiを添加する必要が生じ，これに
伴って靭性低下の要因となる。さらにTiCが多量に生成
していると，これが溶接時に分解固溶し，溶接継手部に
残留オーステナイトを存在させるようになり，溶接継手
強度の低下をもたらす。このような理由からＣは0.03％
以下とした。

Siは，本発明の目的を達成する上で主要な元素であ
る。既述のように本発明ではSiを添加することにより従
来の18Ni系マルエージング鋼にくらべ,Coを含有させず
且つ少ないMo,Ti量で高強度を得ることを可能にしたも
のである。このためには少なくても0.2％以上のSiを必
要とする。しかしSiを多量に添加すると溶接部へのδフ
ェライトの増加による溶接強度の低下をもたらし，さら
に高強度の場合に靭性の低下をもたらす。このためSiの
上限は2.0％に限定する。

Mnは,MnSやMnO等の非金属介在物を形成しやすく靭性
低下の要因となりやすいが，本発明鋼のごとくS,を低
くもたものでは特に低減化する必要はなく上限を0.5％
とした。

Ｓは本発明鋼では非金属介在物を形成しやすい元素で
あり，より優れた特性を得るためには低い程好ましい。
本発明鋼ではＳは0.004％まで許容しても十分な目的が
達成できる。

Niは，析出硬化元素として作用するが，本発明鋼では
Siの添加により，金属間化合物の形態とその析出の形態
を従来の210kg級マルエージング鋼とは変えたものであ
るから高いNi量は必要とせず,Ni量は7.0％以上であれば
十分析出硬化を起こすとともに靭性も確保出来る。しか
しNi量が7.0％未満では靭性が低下することがわかっ
た。またNi量が多くなると他の合金元素との組み合わせ
によっては残留オーステナイトが存在するようになる。
このような理由からNiの上限は12.0％までとした。

Crは本発明鋼における一つの目的である耐食性を確保
する上で必須元素であり，通常の大気雰囲気での発銹を
防止する上で少なくても7.5％は必要である。しかし，
あまり高くすると溶接部のδフェライト相を増加させ溶
接継手強度の低下をもたらすため上限は10.0未満とし
た。

Moは,Siと複合添加した場合に，少ない量でも析出硬
化元素として有効に働くとともに靭性改善にも有効に作
用する。その効果は1.0％以上で認められるのでその下
限を1.0％とする。また多量のMoは特にSiと複合添加し
た場合には未溶解の析出相を形成しやすく母材の靭性低
下をもたらすのでその上限を5.0％とする。

Tiは本発明鋼における時効硬化元素として不可欠な元
素であり，その量は他の元素であるSi,Mo,Cu或いはV,Nb
量によっても異なるが、高強度で且つ高靭性を保つ上で
は全体のバランスから0.2％以上を必要とする。しか
し，あまり高くすると母材および溶接部の靭性低下をも
たらすので，その上限は1.0％とした。

Alは脱酸材として用いられるが，非金属介在物を形成
しやすく切欠靭性の低下要因となる。とくに本発明鋼の
成分範囲ではAl含有量が0.035％を越えると著しい低下
をもたらすので0.035％以下に制限しなければならな
い。

ＮおよびＯは非金属介在物を形成する要因となるため
低い方が好ましく，特に本発明鋼のようにTiを含有する
鋼においてはTiN,TiO等の介在物を形成し，これが靭性
低下の要因となる。この理由からN:0.010％以下および
:0.007％以下とした。

ＶとNbはそれぞれ結晶粒の微細化による靭性改善効果
を供すると共に析出硬化元素としても有効に働く。しか
し，あまり多量に添加すると，高強度化による靭性低下
の要因となるのでそれぞれ1.5％を上限とする。

Cuは時効処理による強化元素として作用し，強度を補
う上で補助的な役割を果たすので添加することが有効で
あるが，あまり多く添加すると熱間割れの要因となるの
で3.0％までとするのがよい。

以上のような理由で各化学成分範囲の上下限を限定し
たのであるが，本発明においては，この化学成分範囲に
おいて,Siを1.5％以上（但し2.0％以下）含有させる場
合には， Si＋Mo＋２×Ti≦7.0％となるように,MoとTi量を減量させる（但し,Mo≧1.0％,
Ti≧0.2％であることは必要である）。これは,SiをMoや
Tiと共存して多量に含有させると，特に溶接部の靭性低
下をもたらすことになるという理由による。

以上のように成分調整としてなる本発明鋼は，溶接継
手部の強度と靭性に優れるので溶接継手部をもつステン
レス鋼製のエンドレスベルト素材として非常に好適なも
のである。エンドレスベルトを製造するには，溶体化処
理後に冷延率10〜70％で冷間圧延して得た冷延鋼板を，
その両端を溶接接続し，この溶接も時効処理しておけば
よい。

これによって，溶体化処理後の組織が実質的にマルテ
ンサイト組織であり，溶接部の平滑引張強度および切欠
引張強度が時効処理後において170kg/mm²以上を有する
析出硬化型ステンレス鋼板が得られる。特に本発明にお
いてはこの鋼板の両端を互いに溶接接続することによっ
てエンドレスベルトに構成され，該溶接部が溶接後にお
いて時効処理されていると共に溶接部以外の母材も時効
処理されてなる，溶接部および母材とも強度と靭性に優
れたエンドレスベルトが提供される。

なお，本発明鋼は,10％前後のCrと２％前後のMoを含
んでいることから，従来鋼の18Niマルエージング鋼に比
べ耐発銹性に優れるものであり，この点でも従来材に比
べてその利用面および用途範囲の拡大ができるものであ
り有益である。

そして，一層の特性改善は後記の実施例に示すように
CaOルツボを用いて溶製することにより達成でき，この
場合の溶接部の強度レベルは180kg/mm²以上に達するこ
とができる。

このように本発明によれば，例えば溶接接続され使用
されるCVT,ダイシングソウ等の薄板のエンドレスベルト
素材として好適に使用することができ且つ本発明鋼と同
等の強度特性を有する18Niマルエージング鋼に比べ安価
な材料を提供するものであり，この分野において非常に
有益な鋼を提供するものである。

〔実施例１〕第１表に示す化学成分値（重量％）の本発明鋼（V1〜
V4），比較鋼（B1〜B6），従来鋼（C1〜C2）をMgOルツ
ボを用い溶製し，常法により熱間圧延した後，焼鈍，冷
間圧延を施こし、最終的に板厚1.0mmtで60％冷間圧延率
のものを作成し供試材とした。

得られた各供試材をTIG突き合せ溶接を行ない，溶接
部を含む平行部長さ25mm幅7mmの平滑引張試片と，平行
部長さ25mm幅10mmの平滑引張試片の溶着部に両サイドか
ら深さ1.5mm,幅180μ，先端R90μの切欠を挿入した切欠
引張試片を作成し，切欠引張強さ／平滑引張強さの比が
1.0前後で且つ平滑引張強さが170kg/mm²以上となる時効
処理条件を各鋼について予め求め，この時効処理条件
（500〜550℃の範囲×５時間加熱後，空冷）で時効処理
後，各試験片の平滑引張、切欠引張強度を求めた。従来
鋼C1については480℃×１時間,C2については515℃×4.5
時間の条件で時効処理を施こした。これらの結果を第２
表に示した。

第２表の結果から明らかなように，本発明鋼V1〜V4は
いずれも溶接部の時効処理後の平滑引張強さ，切欠引張
強さともに170kg/mm²以上を呈し，しかも切欠引張強さ
／平滑引張強さの比がおおむね1.0以上を有し優れた靭
性を有していることを示している。これは従来鋼C2の20
kg級18Niマルエージング鋼の特性に近い値を有し，ま
た，従来鋼C1（SUS630）に比べると高強度を有してい
る。

また比較鋼B1はSiが低いため強度を得るためにTiが高
くした鋼,B2はAlが高い鋼,B3はSi＋Mo＋２（Ti）が本発
明で規定する範囲より高い鋼,B4はNiが低い鋼,B5はNi,
が本発明で規定するより高い鋼,B6はSiが高い鋼であ
り，いずれも本発明で規定する化学成分値を外れるもの
であるが，そのいずれも溶接部が170kg/mm²以上となる
条件で時効処理を施した場合，溶接部の切欠引張強度は
全て170kg/mm²以下となり，本発明鋼に比べ溶着部での
靭性が低いことが認められ，本発明の目的が達成できに
ない。

〔実施例２〕第３表に示す本発明で規定する成分範囲内にある鋼を
CaOルツボ炉を用いて溶製し，常法により熱間圧延した
後，焼鈍，冷間圧延を施し最終的に板厚1.0mmtで60％冷
間圧延率のものを作成し供試材とした。

そして実施例１と同じ方法で溶接部の平滑引張強度と
切欠引張強度を求めた。ただし時効条件は切欠引張強度
／平滑引張強度の比が1.0前後が得られかつ出来るだけ
高強度となる条件で実施した（500〜550℃×５時間加熱
後，空冷）。その試験結果を第４表に示した。

第４表の結果に見られるように,V−1K〜Ｖ−5Kとも，
溶接部の平滑引張強度および切欠引張強度がともに180k
g/mm²以上の強度を有し，第２表に示す従来鋼C1に比べ
優れた強度特性を有し,C2の18Ni系マルエージングと同
等の強度特性を有している。

また，実施例１の本発明鋼のV1〜６に比較しても強度
レベルおよび靭性ともに優れた特性を有している。これ
は,CaOルツボを用いて溶製した本発明鋼は，実施例１の
ようにMgOルツボを用いて溶製したものに比べてＳが一
層低くさらにＯ等の不可避的に混入してくる不純物の量
が少なくなり，これによって本発明の目的である溶接部
の靭性改善が一層良好に達成出来たものであると考えら
れる。すなわちCaOルツボ炉を用いて溶製することによ
り，同じ成分の鋼をMgOルツボ炉を用いて溶製した場合
に比べて一層特性の優れたものを得ることができる。

Claims

(57)【特許請求の範囲】

【請求項１】重量％で,C:0.03％以下,Si:0.2〜2.0％,M
n:0.5％以下,Ni:7.0〜12.0％,Cr:7.5〜10.0％未満,Mo:
1.0〜5.0％,Ti:0.2〜1.0％,Al:0.035％以下,S:0.004％
以下,N:0.010％以下，:0.007％以下，ただし，この化
学成分範囲において， Siが1.5％以上の場合には Si＋Mo＋２×Ti≦7.0％の関係を満足し，残部がFeおよび不可避的に混入する不純物からなる溶接
強度および靭性に優れた析出硬化型ステンレス鋼。
【請求項２】溶体化処理後の組織が実質的にマルテンサ
イト組織であり，溶接部の平滑引張強度および切欠引張
強度が時効処理後において170kg/mm²以上を有する特許
請求範囲第１項記載の析出硬化型ステンレス鋼。
【請求項３】重量％で,C:0.03％以下,Si:0.2〜2.0％,M
n:0.5％以下,Ni:7.0〜12.0％,Cr:7.5〜10.0％未満,Mo:
1.0〜5.0％,Ti:0.2〜1.0％,Al:0.035％以下,S:0.004％
以下,N:0.010％以下，:0.007％以下，さらに,3.0％以
下のCu,1.5％以下のＶまたは1.5％以下のNbの１種また
は２種以上を含有し，ただし，この化学成分範囲におい
て， Siが1.5％以上の場合には Si＋Mo＋２×Ti≦7.0％の関係を満足し，残部がFeおよび不可避的に混入する不純物からなる溶接
強度および靭性に優れた析出硬化型ステンレス鋼。
【請求項４】溶体化処理後の組織が実質的にマルテンサ
イト組織であり，溶接部の平滑引張強度および切欠引張
強度が時効処理後において170kg/mm²以上を有する特許
請求範囲第３項記載の析出硬化型ステンレス鋼。
【請求項５】重量％で,C:0.03％以下,Si:0.2〜2.0％,M
n:0.5％以下,Ni:7.0〜12.0％,Cr:7.5〜10.0％未満,Mo:
1.0〜5.0％,Ti:0.2〜1.0％,Al:0.035％以下,S:0.004％
以下,N:0.010％以下，:0.007％以下，場合によっては
さらに,3.0％以下のCu,1.5％以下のＶまたは1.5％以下
のNbの１種または２種以上を含有し，ただし，この化学
成分範囲において， Siが1.5％以上の場合には Si＋Mo＋２×Ti≦7.0％の関係を満足し，残部がFeおよび不可避的に混入する不
純物からなるステンレス鋼のエンドレスベルトであっ
て，該鋼の鋼板の両端を互いに溶接接続することによっ
てエンドレスベルトに構成され，該溶接部が溶接後にお
いて時効処理されていると共に溶接部以外の母材も時効
処理されているエンドレスベルト。