JP3363590B2 - 高強度複相組織ステンレス鋼およびその製造方法 - Google Patents
高強度複相組織ステンレス鋼およびその製造方法Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は，表層部がマルテンサイ
ト単相組織で内部は実質的にフェライト＋マルテンサイ
トの混合組織からなる高強度複相組織ステンレス鋼に関
するものであり，とくに，各種機械部品やばねなどの高
強度部材として打抜き加工やプレス成形などの加工に供
される鋼帯または鋼板の素材形態において，表層部がマ
ルテンサイトで内部がフエライト＋マルテンサイトの混
合組織を有し，この形態において良好な加工性を有しな
がら十分な耐摩耗性を示す表面硬度をもつ高強度ステン
レス鋼に関する。
ト単相組織で内部は実質的にフェライト＋マルテンサイ
トの混合組織からなる高強度複相組織ステンレス鋼に関
するものであり，とくに，各種機械部品やばねなどの高
強度部材として打抜き加工やプレス成形などの加工に供
される鋼帯または鋼板の素材形態において，表層部がマ
ルテンサイトで内部がフエライト＋マルテンサイトの混
合組織を有し，この形態において良好な加工性を有しな
がら十分な耐摩耗性を示す表面硬度をもつ高強度ステン
レス鋼に関する。
【０００２】
【従来の技術】高強度のステンレス鋼としては，マルテ
ンサイト系ステンレス鋼が従来から良く知られている。
また，ＳＵＳ３０１，ＳＵＳ３０４などのオーステナイ
ト系ステンレス鋼に冷間圧延を施し，加工硬化により強
度を高めたステンレス鋼も広く用いられている。
ンサイト系ステンレス鋼が従来から良く知られている。
また，ＳＵＳ３０１，ＳＵＳ３０４などのオーステナイ
ト系ステンレス鋼に冷間圧延を施し，加工硬化により強
度を高めたステンレス鋼も広く用いられている。
【０００３】さらに，本発明者らは特開昭63-7338 号公
報，特開昭63-16933０〜５号公報,特開平1-172524〜５
号公報などにおいて，高温でフェライト＋オーステナイ
ト組織を呈するように成分調整した鋼のスラブを，基本
的に熱間圧延，冷間圧延を経て鋼帯となし，仕上熱処理
としてフェライト＋オーステナイト二相組織を呈するＡ
c1点以上の適正温度域に加熱保持し，適正冷却速度で冷
却する連続熱処理を施すことにより，実質的にフェライ
ト＋マルテンサイトの混合組織とした高延性高強度の複
相組織クロムステンレス鋼（帯）を提案している。
報，特開昭63-16933０〜５号公報,特開平1-172524〜５
号公報などにおいて，高温でフェライト＋オーステナイ
ト組織を呈するように成分調整した鋼のスラブを，基本
的に熱間圧延，冷間圧延を経て鋼帯となし，仕上熱処理
としてフェライト＋オーステナイト二相組織を呈するＡ
c1点以上の適正温度域に加熱保持し，適正冷却速度で冷
却する連続熱処理を施すことにより，実質的にフェライ
ト＋マルテンサイトの混合組織とした高延性高強度の複
相組織クロムステンレス鋼（帯）を提案している。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】マルテンサイト系ステ
ンレス鋼は，焼入れ処理または焼入れ・焼戻し処理によ
って高強度を付与することができる。これらの熱処理を
施した後のマルテンサイト系ステンレス鋼は，その名称
のごとく基本的にはマルテンサイト組織であり，非常に
高い強度（硬さ）が得られ，耐摩耗性などに優れるが，
反面，伸びは非常に低い。
ンレス鋼は，焼入れ処理または焼入れ・焼戻し処理によ
って高強度を付与することができる。これらの熱処理を
施した後のマルテンサイト系ステンレス鋼は，その名称
のごとく基本的にはマルテンサイト組織であり，非常に
高い強度（硬さ）が得られ，耐摩耗性などに優れるが，
反面，伸びは非常に低い。
【０００５】したがって，マルテンサイト系ステンレス
鋼は，焼入れ（・焼戻し）処理後の加工性は極めて乏し
いので，素材メーカーからは焼なました状態，つまり強
度および硬さの低い軟質なフェライト組織の状態（の鋼
帯または鋼板）で出荷され，加工メーカーにおいてこの
素材から製品形状に成形加工された後，焼入れ・焼戻し
処理を施すことが多い。
鋼は，焼入れ（・焼戻し）処理後の加工性は極めて乏し
いので，素材メーカーからは焼なました状態，つまり強
度および硬さの低い軟質なフェライト組織の状態（の鋼
帯または鋼板）で出荷され，加工メーカーにおいてこの
素材から製品形状に成形加工された後，焼入れ・焼戻し
処理を施すことが多い。
【０００６】加工後にこのような熱処理を施すさいに，
表面に酸化被膜が生成すると，表面の美麗さが重視され
るステンレス鋼では好ましくない場合が多い。その対策
として真空もしくは不活性ガス雰囲気中での熱処理を施
したり，熱処理後に酸洗や研磨を行うなどの工程が必要
となる。また熱処理を行えば，ある程度の変形や変寸が
避けられず，製品の寸法精度上，形状矯正などの後処理
を必要とする場合もある。
表面に酸化被膜が生成すると，表面の美麗さが重視され
るステンレス鋼では好ましくない場合が多い。その対策
として真空もしくは不活性ガス雰囲気中での熱処理を施
したり，熱処理後に酸洗や研磨を行うなどの工程が必要
となる。また熱処理を行えば，ある程度の変形や変寸が
避けられず，製品の寸法精度上，形状矯正などの後処理
を必要とする場合もある。
【０００７】このようなことから，マルテンサイト系ス
テンレス鋼を使用することは，加工メーカー側での負担
増を招き，最終製品のコストアップが避けられないとい
う問題があった。
テンレス鋼を使用することは，加工メーカー側での負担
増を招き，最終製品のコストアップが避けられないとい
う問題があった。
【０００８】一方，オーステナイト系ステンレス鋼は固
溶化熱処理状態では一般に軟質であるため，高強度化す
るには固溶化熱処理後にさらに調質圧延（冷間圧延）を
行って加工硬化により強度を高める方法が採用されてい
るが，この冷間圧延による方法では，板厚が厚くかつ高
強度の材料を得ることは難しい。すなわち，厚板で所望
の高強度を得るに必要な冷間圧延率を確保するには，製
品板厚に対応して冷間圧延前の板厚を大きくする必要が
あるが，冷間圧延機に通板可能な初期板厚には自ずと限
界がある。さらに，オーステナイト系ステンレス鋼は高
価なＮｉを多量に含むために価格が高いという本質的な
問題もある。
溶化熱処理状態では一般に軟質であるため，高強度化す
るには固溶化熱処理後にさらに調質圧延（冷間圧延）を
行って加工硬化により強度を高める方法が採用されてい
るが，この冷間圧延による方法では，板厚が厚くかつ高
強度の材料を得ることは難しい。すなわち，厚板で所望
の高強度を得るに必要な冷間圧延率を確保するには，製
品板厚に対応して冷間圧延前の板厚を大きくする必要が
あるが，冷間圧延機に通板可能な初期板厚には自ずと限
界がある。さらに，オーステナイト系ステンレス鋼は高
価なＮｉを多量に含むために価格が高いという本質的な
問題もある。
【０００９】本発明者らが前記公報等に提案した複相組
織クロムステンレス鋼は，良好な強度−延性バランスを
有し，強度と延性の面内異方性が小さくかつ低耐力，低
降伏比であり，高強度の成形用素材として十分な特性を
有している。しかしながら，この複相組織ステンレス鋼
は金属組織の一部に軟質なフェライト相を含むため，マ
ルテンサイト系ステンレス鋼の焼入れ・焼戻し材や，母
材の種類を問わず表面に硬質クロムめっきを施した材料
等に比べると，表面の耐摩耗性が劣ることは否めない。
ただし，マルテンサイト系ステンレス鋼では既述の問題
点を有し，また硬質クロムめっき材料はめっき剥離を生
じると当然ながらその効果はなくなるとともに，硬質ク
ロムめっき自体がコスト上昇を招く問題がある。
織クロムステンレス鋼は，良好な強度−延性バランスを
有し，強度と延性の面内異方性が小さくかつ低耐力，低
降伏比であり，高強度の成形用素材として十分な特性を
有している。しかしながら，この複相組織ステンレス鋼
は金属組織の一部に軟質なフェライト相を含むため，マ
ルテンサイト系ステンレス鋼の焼入れ・焼戻し材や，母
材の種類を問わず表面に硬質クロムめっきを施した材料
等に比べると，表面の耐摩耗性が劣ることは否めない。
ただし，マルテンサイト系ステンレス鋼では既述の問題
点を有し，また硬質クロムめっき材料はめっき剥離を生
じると当然ながらその効果はなくなるとともに，硬質ク
ロムめっき自体がコスト上昇を招く問題がある。
【００１０】本発明の目的は，これら従来の高強度ステ
ンレス鋼の諸問題を解決することにあり，母材自体が高
強度を有し且つ打抜き性やプレス成形性，曲げ性などの
加工性に優れながら，同時に良好な耐摩耗性を有する経
済的なステンレス鋼を得ることにある。
ンレス鋼の諸問題を解決することにあり，母材自体が高
強度を有し且つ打抜き性やプレス成形性，曲げ性などの
加工性に優れながら，同時に良好な耐摩耗性を有する経
済的なステンレス鋼を得ることにある。
【００１１】
【課題を解決するための手段】本発明によれば，鋼中に
含まれる各種成分のうち，Ｃ：０.２０％以下，Ｃｒ：
１０.０〜２０.０％，Ｎｉ：４.０％以下，Ｎ：０.１５
％以下を必須成分量として含有し且つ２０〜９５vol.%
のマルテンサイト相と残部が実質的にフエライト相との
混合した複相組織を有するステンレス鋼であって，最外
表面から少なくとも１μｍの深さの表層部だけがマルテ
ンサイト単相の層で覆われている高強度複相組織ステン
レス鋼を提供する。
含まれる各種成分のうち，Ｃ：０.２０％以下，Ｃｒ：
１０.０〜２０.０％，Ｎｉ：４.０％以下，Ｎ：０.１５
％以下を必須成分量として含有し且つ２０〜９５vol.%
のマルテンサイト相と残部が実質的にフエライト相との
混合した複相組織を有するステンレス鋼であって，最外
表面から少なくとも１μｍの深さの表層部だけがマルテ
ンサイト単相の層で覆われている高強度複相組織ステン
レス鋼を提供する。
【００１２】この高強度複相組織ステンレス鋼は，鋼中
の各種成分の含有量が次式で表されるγmax の値が２０
以上９５以下となるように調整されており，このように
成分調整された鋼（特に鋼帯）を，窒素を含み且つ露点
が０℃以下に調整された雰囲気下でＡc1点以上の温度に
加熱したうえこの加熱温度からオーステナイト相がマル
テンサイト相に変態するに十分な冷却速度で冷却する熱
処理（特に鋼帯の連続熱処理）を施すことによって，表
層部だけがマルテンサイト単相で内部は該複相組織をも
つものにできる。
の各種成分の含有量が次式で表されるγmax の値が２０
以上９５以下となるように調整されており，このように
成分調整された鋼（特に鋼帯）を，窒素を含み且つ露点
が０℃以下に調整された雰囲気下でＡc1点以上の温度に
加熱したうえこの加熱温度からオーステナイト相がマル
テンサイト相に変態するに十分な冷却速度で冷却する熱
処理（特に鋼帯の連続熱処理）を施すことによって，表
層部だけがマルテンサイト単相で内部は該複相組織をも
つものにできる。
【００１３】γmax ＝４２０(%Ｃ) ＋４７０（％Ｎ) ＋
２３（％Ｎｉ) ＋７（％Ｍｎ)＋９（％Ｃｕ) −１１.５
（％Ｃｒ) −１１.５（％Ｓｉ) ＋１８９。
２３（％Ｎｉ) ＋７（％Ｍｎ)＋９（％Ｃｕ) −１１.５
（％Ｃｒ) −１１.５（％Ｓｉ) ＋１８９。
【００１４】
【作用】本発明者らは，先に提案したマルテンサイト相
とフエライト相の混合複相組織の高延性・高強度ステン
レス鋼帯において，内部は混合複相組織のままで最外表
面から少なくとも１μｍの深さの表層部だけをマルテン
サイト単相とすれば，この鋼帯を素材として打抜き成形
やプレス成形するさいにも十分な成形加工性を保持した
うえで，この鋼の耐摩耗性（耐疵付性）が著しく向上す
ることを見いだした。
とフエライト相の混合複相組織の高延性・高強度ステン
レス鋼帯において，内部は混合複相組織のままで最外表
面から少なくとも１μｍの深さの表層部だけをマルテン
サイト単相とすれば，この鋼帯を素材として打抜き成形
やプレス成形するさいにも十分な成形加工性を保持した
うえで，この鋼の耐摩耗性（耐疵付性）が著しく向上す
ることを見いだした。
【００１５】従って本発明の高強度ステンレス鋼は，良
好な延性・加工性に加えて，耐摩耗性・耐疵付性に優れ
るので，その鋼帯または鋼板素材は電位部品や精密機械
部品等の製造に適用した場合に従来材のものにはない特
性を発揮できる。
好な延性・加工性に加えて，耐摩耗性・耐疵付性に優れ
るので，その鋼帯または鋼板素材は電位部品や精密機械
部品等の製造に適用した場合に従来材のものにはない特
性を発揮できる。
【００１６】本発明に従う耐摩耗性（耐疵付性）に優れ
た高延性・高強度ステンレス鋼帯または鋼板を製造する
には，前記のγmax が２０〜９５の範囲に調整されたス
テンレス鋼に対して，マルテンサイトとフエライトの複
相組織を得るために実施する最終の仕上げ熱処理（Ａc1
点以上の加熱処理）の雰囲気を，窒素を含み且つ露点が
０℃以下に調整された雰囲気下で実施すればよく，この
雰囲気制御によって内部の複相組織には影響を与えるこ
となく鋼帯または鋼板の極く表層部だけをマルテンサイ
ト単相にできることがわかった。
た高延性・高強度ステンレス鋼帯または鋼板を製造する
には，前記のγmax が２０〜９５の範囲に調整されたス
テンレス鋼に対して，マルテンサイトとフエライトの複
相組織を得るために実施する最終の仕上げ熱処理（Ａc1
点以上の加熱処理）の雰囲気を，窒素を含み且つ露点が
０℃以下に調整された雰囲気下で実施すればよく，この
雰囲気制御によって内部の複相組織には影響を与えるこ
となく鋼帯または鋼板の極く表層部だけをマルテンサイ
ト単相にできることがわかった。
【００１７】本発明のステンレス鋼は，鋼中に含まれる
一般的な各種成分のうち，Ｃ：０.２０％以下，Ｃｒ：
１０.０〜２０.０％，Ｎｉ：４.０％以下，Ｎ：０.１５
％以下を必須成分量として含有しなければならない。そ
の理由は次のとおりである。なお本明細書において鋼中
成分の含有量（率）は断りのない限り質量％で表示して
いる。
一般的な各種成分のうち，Ｃ：０.２０％以下，Ｃｒ：
１０.０〜２０.０％，Ｎｉ：４.０％以下，Ｎ：０.１５
％以下を必須成分量として含有しなければならない。そ
の理由は次のとおりである。なお本明細書において鋼中
成分の含有量（率）は断りのない限り質量％で表示して
いる。
【００１８】Ｃは，強力なオーステナイト生成元素であ
るとともに，マルテンサイト強化能の大きい元素である
から，ＡC1点以上の温度に加熱する熱処理を行った後の
マルテンサイト量を変化させることができ，本発明鋼の
強度の制御と高強度化に有効に作用する。しかし，Ｃ量
があまり多いと熱処理後のマルテンサイト量が多くなり
すぎ，場合によっては１００％マルテンサイトとなると
ともに，マルテンサイト相の硬さも非常に高くなるので
高強度は得られるものの延性は低下する。またＣ量が多
くなると，熱処理後に多量の炭化物を生じるようにな
り，耐食性や靱性の低下を招く。このような理由から
０.２０％以下のＣ量とするのがよい。
るとともに，マルテンサイト強化能の大きい元素である
から，ＡC1点以上の温度に加熱する熱処理を行った後の
マルテンサイト量を変化させることができ，本発明鋼の
強度の制御と高強度化に有効に作用する。しかし，Ｃ量
があまり多いと熱処理後のマルテンサイト量が多くなり
すぎ，場合によっては１００％マルテンサイトとなると
ともに，マルテンサイト相の硬さも非常に高くなるので
高強度は得られるものの延性は低下する。またＣ量が多
くなると，熱処理後に多量の炭化物を生じるようにな
り，耐食性や靱性の低下を招く。このような理由から
０.２０％以下のＣ量とするのがよい。
【００１９】Ｃｒは，ステンレス鋼としての耐食性を維
持するうえで少なくとも１０.０％は必要最低限として
含有させるべきであるが，あまりＣｒ量が高いと靭性が
低下すると共に，Ｃｒ量の増量に伴ってマルテンサイト
相を生成させて高強度を得るに必要なＣ，Ｎｉ，Ｍｎ，
Ｃｕ，Ｎなどのオーステナイト生成元素の量が多くなる
ので２０.０％を上限とするのが良い。
持するうえで少なくとも１０.０％は必要最低限として
含有させるべきであるが，あまりＣｒ量が高いと靭性が
低下すると共に，Ｃｒ量の増量に伴ってマルテンサイト
相を生成させて高強度を得るに必要なＣ，Ｎｉ，Ｍｎ，
Ｃｕ，Ｎなどのオーステナイト生成元素の量が多くなる
ので２０.０％を上限とするのが良い。
【００２０】Ｎｉを含有させれば，前述のように多量の
Ｃ含有による弊害を回避でき過分のＣｒを抑制する一方
で，Ｃに替わるオーステナイト生成元素として熱処理後
のマルテンサイト量を確保するに有効に作用する。ま
た，ＮｉはＡC1点を下げる元素でもあり，熱処理温度の
低減にも有効に作用する。しかしながら，Ｎｉの増加は
コスト上昇を招くので４.０％を上限とするのが良い。
なお，ＭｎおよびＣｕもＮｉと同様の作用効果があり，
Ｎiの一部をＭｎ，Ｃｕで置き換えることができる。
Ｃ含有による弊害を回避でき過分のＣｒを抑制する一方
で，Ｃに替わるオーステナイト生成元素として熱処理後
のマルテンサイト量を確保するに有効に作用する。ま
た，ＮｉはＡC1点を下げる元素でもあり，熱処理温度の
低減にも有効に作用する。しかしながら，Ｎｉの増加は
コスト上昇を招くので４.０％を上限とするのが良い。
なお，ＭｎおよびＣｕもＮｉと同様の作用効果があり，
Ｎiの一部をＭｎ，Ｃｕで置き換えることができる。
【００２１】Ｎは，Ｃと同様にオーステナイト生成元素
であるが，製鋼時点で多量に添加することは溶解度の関
係から困難であるとともに，多量の添加は表面欠陥の増
加を招くため０.１５％以下とするのが良い。
であるが，製鋼時点で多量に添加することは溶解度の関
係から困難であるとともに，多量の添加は表面欠陥の増
加を招くため０.１５％以下とするのが良い。
【００２２】前記の式に従うγmax は，高温での最大オ
ーステナイト量（vol.%）に対応する指標である。本発
明のステンレス鋼はＡc1点以上の温度でフェライトとオ
ーステナイトの２相組織を有し，オーステナイトはある
程度以上の冷却速度で冷却する過程でマルテンサイトに
変態するため，γmax は熱処理後のマルテンサイト量を
左右するものでもある。
ーステナイト量（vol.%）に対応する指標である。本発
明のステンレス鋼はＡc1点以上の温度でフェライトとオ
ーステナイトの２相組織を有し，オーステナイトはある
程度以上の冷却速度で冷却する過程でマルテンサイトに
変態するため，γmax は熱処理後のマルテンサイト量を
左右するものでもある。
【００２３】γmax が２０未満となる成分組成ではＡC1
点以上に加熱しても冷却後に生成するマルテンサイト量
が少なくてフェライト相主体の組織となるため高強度が
得られない。またγmax が２０未満では，後述する制御
雰囲気中での熱処理によって表面にマルテンサイト単相
層を形成させるのに長時間を要し，本発明鋼の製造性を
阻害する。一方，γmax が余り高いと熱処理後のマルテ
ンサイト量が１００％近いものとなり，高強度と加工性
を両立させるという複相組織ステンレス鋼の特徴が失わ
れるのでγmax の上限は９５とする。
点以上に加熱しても冷却後に生成するマルテンサイト量
が少なくてフェライト相主体の組織となるため高強度が
得られない。またγmax が２０未満では，後述する制御
雰囲気中での熱処理によって表面にマルテンサイト単相
層を形成させるのに長時間を要し，本発明鋼の製造性を
阻害する。一方，γmax が余り高いと熱処理後のマルテ
ンサイト量が１００％近いものとなり，高強度と加工性
を両立させるという複相組織ステンレス鋼の特徴が失わ
れるのでγmax の上限は９５とする。
【００２４】なお本発明鋼は，前記した必須成分Ｃ,Ｃ
r,Ｎi,Ｎの含有量の要件を満足すれば，そしてγmax が
２０〜９５の範囲となるのであれば，耐食性, 耐熱性，
熱間加工性などの諸性質改善のために添加される各種元
素の含有や製造上混入する不純物元素の含有は許容され
る。例えば２.０％以下のＳｉ，４.０％以下のＭｎ，
０.０４％以下のＰ，０.０１０％以下のＳ，０.０３％
以下のＢ，４.０％以下のＣｕ，１.０％以下のＡ１，
３.０％以下のＭｏ，０.２０％以下のＲＥＭ（希土類元
素：例えばＬａ，Ｃｅなど），０.２０％以下のＹ，０.
１０％以下のＣａ，０.１０％以下のＭｇなどの含有は
許容される。
r,Ｎi,Ｎの含有量の要件を満足すれば，そしてγmax が
２０〜９５の範囲となるのであれば，耐食性, 耐熱性，
熱間加工性などの諸性質改善のために添加される各種元
素の含有や製造上混入する不純物元素の含有は許容され
る。例えば２.０％以下のＳｉ，４.０％以下のＭｎ，
０.０４％以下のＰ，０.０１０％以下のＳ，０.０３％
以下のＢ，４.０％以下のＣｕ，１.０％以下のＡ１，
３.０％以下のＭｏ，０.２０％以下のＲＥＭ（希土類元
素：例えばＬａ，Ｃｅなど），０.２０％以下のＹ，０.
１０％以下のＣａ，０.１０％以下のＭｇなどの含有は
許容される。
【００２５】以上の成分系の調整と共にＡc1点以上の加
熱・冷却の熱処理によって，２０〜９５vol.%のマルテ
ンサイト相と残部が実質的にフエライト相との混合した
複相組織を有する強度・延性に優れたステンレス鋼が得
られる。そして，この混合複相組織鋼の表層部をマルテ
ンサイト単相層とすることにより，その延性・加工性を
損なうことなく，耐摩耗性・耐疵付性を顕著に向上させ
ることができる。
熱・冷却の熱処理によって，２０〜９５vol.%のマルテ
ンサイト相と残部が実質的にフエライト相との混合した
複相組織を有する強度・延性に優れたステンレス鋼が得
られる。そして，この混合複相組織鋼の表層部をマルテ
ンサイト単相層とすることにより，その延性・加工性を
損なうことなく，耐摩耗性・耐疵付性を顕著に向上させ
ることができる。
【００２６】耐摩耗性・耐疵付性の付与効果を得るには
最外表面から少なくとも１μｍ以上の深さがマルテンサ
イト単相であることが必要である。もちろん，内部は当
該混合複相組織のままでなければならない。全体がマル
テンサイト単相になってしまえば，単なるマルテンサイ
ト系ステンレス鋼となり，延性や各種加工性にも優れる
という本発明の特徴が損なわれるからである。表層部の
マルテンサイト単相層の厚みと内部の混合複相組織層の
厚みの比率は板厚や混合複相組織中のフエライトの割
合，更には素材鋼板の用途等によって適切に選定するこ
とができるが，いずれにしてもマルテンサイト単相層の
厚みが全体の１／３を越えないようにするのがよい。
最外表面から少なくとも１μｍ以上の深さがマルテンサ
イト単相であることが必要である。もちろん，内部は当
該混合複相組織のままでなければならない。全体がマル
テンサイト単相になってしまえば，単なるマルテンサイ
ト系ステンレス鋼となり，延性や各種加工性にも優れる
という本発明の特徴が損なわれるからである。表層部の
マルテンサイト単相層の厚みと内部の混合複相組織層の
厚みの比率は板厚や混合複相組織中のフエライトの割
合，更には素材鋼板の用途等によって適切に選定するこ
とができるが，いずれにしてもマルテンサイト単相層の
厚みが全体の１／３を越えないようにするのがよい。
【００２７】内部がフェライトとマルテンサイトの混合
複相組織であることは，母材自体が高強度を有し，打抜
き性やプレス成形性，曲げ性などの加工性，延性に優れ
る高強度ステンレス鋼とするうえで不可欠である。たと
え，表層部に硬質なマルテンサイト単相層を有していた
としても内部が軟質なフェライト相であったならば，鋼
自体の強度が不足し強度部品としては適用できない。フ
ェライト相とマルテンサイト相の比率は，前記のγmax
とも関連するがおおむねマルテンサイト相が20〜95％で
あることが好ましい。
複相組織であることは，母材自体が高強度を有し，打抜
き性やプレス成形性，曲げ性などの加工性，延性に優れ
る高強度ステンレス鋼とするうえで不可欠である。たと
え，表層部に硬質なマルテンサイト単相層を有していた
としても内部が軟質なフェライト相であったならば，鋼
自体の強度が不足し強度部品としては適用できない。フ
ェライト相とマルテンサイト相の比率は，前記のγmax
とも関連するがおおむねマルテンサイト相が20〜95％で
あることが好ましい。
【００２８】次に本発明鋼の組織を得るための熱処理条
件とその作用について説明する。制御雰囲気下でＡC1点
以上の温度に加熱する熱処理を施すことは本発明の大き
な特徴の一つである。窒素を含む雰囲気で高温熱処理す
ると鋼の表面から窒素が吸収される。この窒素は表層部
のγmax を高め，表層部をマルテンサイト単相化するの
に寄与する。この効果を利用するには，雰囲気中に窒素
を含むことが必要条件であるが，窒素を含んでいても例
えば通常の空気中では多量に存在する酸素により表面の
酸化が先に生じてしまい，十分な窒素が吸収されない。
このため，露点を０℃以下として高温加熱時の表面酸化
を抑制する必要がある。具体的な雰囲気組成の例として
は，１００％窒素や，１０％以上の窒素を含む窒素−水
素混合雰囲気などが挙げられる。
件とその作用について説明する。制御雰囲気下でＡC1点
以上の温度に加熱する熱処理を施すことは本発明の大き
な特徴の一つである。窒素を含む雰囲気で高温熱処理す
ると鋼の表面から窒素が吸収される。この窒素は表層部
のγmax を高め，表層部をマルテンサイト単相化するの
に寄与する。この効果を利用するには，雰囲気中に窒素
を含むことが必要条件であるが，窒素を含んでいても例
えば通常の空気中では多量に存在する酸素により表面の
酸化が先に生じてしまい，十分な窒素が吸収されない。
このため，露点を０℃以下として高温加熱時の表面酸化
を抑制する必要がある。具体的な雰囲気組成の例として
は，１００％窒素や，１０％以上の窒素を含む窒素−水
素混合雰囲気などが挙げられる。
【００２９】ＡC1点は，鋼を低温から加熱していった場
合に，オーステナイト相が生成し始める温度と一般に定
義され，低温側のフェライト単相域とより高温側の（フ
ェライト＋オーステナイト）２相域の境界温度である。
本発明では，熱処理後にフェライト＋マルテンサイトの
混合組織を得るためにＡC1点以上に加熱することが絶対
条件である。本発明鋼のＡC1点は成分バランスによって
変動するが，おおむね６００〜９００℃の範囲にある。
前記の窒素の吸収は高温ほど促進されるため，その意味
では熱処理温度は高温ほど好ましいが，省エネルギー的
な面からは１２００℃程度が上限温度となる。なお，こ
の制御雰囲気下でＡC1点以上に加熱する熱処理を適用す
る前の鋼の組織はとくに限定されるものではなく，フェ
ライト単相組織（一部炭化物を含む場合もある）やフェ
ライトとマルテンサイトとの混合組織であっても良い。
合に，オーステナイト相が生成し始める温度と一般に定
義され，低温側のフェライト単相域とより高温側の（フ
ェライト＋オーステナイト）２相域の境界温度である。
本発明では，熱処理後にフェライト＋マルテンサイトの
混合組織を得るためにＡC1点以上に加熱することが絶対
条件である。本発明鋼のＡC1点は成分バランスによって
変動するが，おおむね６００〜９００℃の範囲にある。
前記の窒素の吸収は高温ほど促進されるため，その意味
では熱処理温度は高温ほど好ましいが，省エネルギー的
な面からは１２００℃程度が上限温度となる。なお，こ
の制御雰囲気下でＡC1点以上に加熱する熱処理を適用す
る前の鋼の組織はとくに限定されるものではなく，フェ
ライト単相組織（一部炭化物を含む場合もある）やフェ
ライトとマルテンサイトとの混合組織であっても良い。
【００３０】以下に実施例を挙げて本発明をさらに説明
する。
する。
【００３１】
【実施例】表１に示す化学成分を有する鋼を真空溶解
し，厚さ165mm,幅200mm,重量400kgのスラブを製造し
た。これを1200℃に加熱し，920 ℃で板厚 3.6mmに仕上
げる熱間圧延に供した。その後 810℃に６時間加熱する
熱延板焼鈍を行い，デスケール後，板厚 0.7mmに冷間圧
延した。
し，厚さ165mm,幅200mm,重量400kgのスラブを製造し
た。これを1200℃に加熱し，920 ℃で板厚 3.6mmに仕上
げる熱間圧延に供した。その後 810℃に６時間加熱する
熱延板焼鈍を行い，デスケール後，板厚 0.7mmに冷間圧
延した。
【００３２】得られた各冷延鋼帯を，鋼No.７のものを
除き，露点−40℃の窒素25％＋水素75％の混合雰囲気中
で1000℃に均熱１分加熱後，冷却する連続焼鈍を施し
た。
除き，露点−40℃の窒素25％＋水素75％の混合雰囲気中
で1000℃に均熱１分加熱後，冷却する連続焼鈍を施し
た。
【００３３】鋼No.７は，マルテンサイト系ステンレス
鋼のSUS420J2であり，バッチ処理で大気中で1000℃に５
分加熱，急冷の焼入れ処理後 400℃で30分加熱，空冷の
焼戻し処理を行った。
鋼のSUS420J2であり，バッチ処理で大気中で1000℃に５
分加熱，急冷の焼入れ処理後 400℃で30分加熱，空冷の
焼戻し処理を行った。
【００３４】また, 鋼No.１，２および４のものを, 他
の熱処理条件に付した。すなわち鋼No.１と４は，露点
−40℃の窒素25％＋水素75％の混合雰囲気中で 750℃
(Ａc1点に達しない温度) に均熱１分加熱後，冷却する
連続焼鈍した。鋼No.2は大気中で1000℃に均熱１分加熱
後，冷却する連続焼鈍を施した。なお，大気中加熱した
ものは，いずれも酸洗により表面の酸化被膜を除去し
た。
の熱処理条件に付した。すなわち鋼No.１と４は，露点
−40℃の窒素25％＋水素75％の混合雰囲気中で 750℃
(Ａc1点に達しない温度) に均熱１分加熱後，冷却する
連続焼鈍した。鋼No.2は大気中で1000℃に均熱１分加熱
後，冷却する連続焼鈍を施した。なお，大気中加熱した
ものは，いずれも酸洗により表面の酸化被膜を除去し
た。
【００３５】得られた各熱処理鋼帯から試験片を採取
し，断面の組織状態を調べると共に引張特性，板厚中央
部の断面硬さ，耐疵付性を評価した。これらの結果を熱
処理条件とともに表２に示した。なお，耐疵付性は，直
径 6.3mmのクロム鋼球（JIS B1501, HV:820）を荷重100
gで試料表面に押し付け，ストローク25mmで往復しゅう
動させ，試料表面に掻き疵を生じた往復回数で評価し
た。
し，断面の組織状態を調べると共に引張特性，板厚中央
部の断面硬さ，耐疵付性を評価した。これらの結果を熱
処理条件とともに表２に示した。なお，耐疵付性は，直
径 6.3mmのクロム鋼球（JIS B1501, HV:820）を荷重100
gで試料表面に押し付け，ストローク25mmで往復しゅう
動させ，試料表面に掻き疵を生じた往復回数で評価し
た。
【００３６】
【表１】
【００３７】
【表２】
【００３８】表２から分かるように，本発明で規定する
成分組成の要件と組織要件を具備する本発明例Ａ〜Ｆの
ものは，いずれも高強度と良好な延性を示し，かつ耐疵
付性にも優れている。図１は代表例として本発明例Ｂの
鋼板についてその表面の断面組織写真を示した。白く見
える部分はフエライト相，黒味がかって見える部分はマ
ルテンサイト相であり，表層部はマルテンサイト相の単
相となり，内部はフエライト相とマルテンサイト相が混
合した組織を有していることがわかる。
成分組成の要件と組織要件を具備する本発明例Ａ〜Ｆの
ものは，いずれも高強度と良好な延性を示し，かつ耐疵
付性にも優れている。図１は代表例として本発明例Ｂの
鋼板についてその表面の断面組織写真を示した。白く見
える部分はフエライト相，黒味がかって見える部分はマ
ルテンサイト相であり，表層部はマルテンサイト相の単
相となり，内部はフエライト相とマルテンサイト相が混
合した組織を有していることがわかる。
【００３９】これに対し，比較例ａおよび比較例ｃのも
のは，成分組成の要件は本発明で規定する範囲にある
が，熱処理温度が 750℃とそれぞれの鋼のＡC1点を下回
ったので，内部の組織がフェライト＋炭化物の組織とな
り，このために強度が低い。また，この熱処理温度では
窒素吸収量が少なく，このために表層部にマルテンサイ
ト単相層は形成されておらず，耐疵付性に劣っている。
のは，成分組成の要件は本発明で規定する範囲にある
が，熱処理温度が 750℃とそれぞれの鋼のＡC1点を下回
ったので，内部の組織がフェライト＋炭化物の組織とな
り，このために強度が低い。また，この熱処理温度では
窒素吸収量が少なく，このために表層部にマルテンサイ
ト単相層は形成されておらず，耐疵付性に劣っている。
【００４０】比較例ｂのものは，ＡC1点以上に加熱する
熱処理を大気中で行っているため，板の内部は混合複相
組織となって強度と延性に優れるものの，表層部にマル
テンサイト単相層は形成されておらず耐疵付性が十分で
はない。
熱処理を大気中で行っているため，板の内部は混合複相
組織となって強度と延性に優れるものの，表層部にマル
テンサイト単相層は形成されておらず耐疵付性が十分で
はない。
【００４１】比較例ｄのものは，マルテンサイト系ステ
ンレス鋼のSUS420J2であり，強度が高く耐疵付性にも優
れるが，伸びが極端に低く加工性に劣る。
ンレス鋼のSUS420J2であり，強度が高く耐疵付性にも優
れるが，伸びが極端に低く加工性に劣る。
【００４２】比較例ｅのものは，γmax が本発明で規定
する範囲より小さい鋼No.８を対象としたものである
が，この熱処理条件ではマルテンサイトが生成しておら
ず，表層部のマルテンサイト単相層も形成されていな
い。その結果，強度ならびに耐疵付性に劣っている。
する範囲より小さい鋼No.８を対象としたものである
が，この熱処理条件ではマルテンサイトが生成しておら
ず，表層部のマルテンサイト単相層も形成されていな
い。その結果，強度ならびに耐疵付性に劣っている。
【００４３】図２は，疵付試験により疵を発生した試料
（比較例ｂのもの）の表面部を写した写真であるが，非
常に明瞭な掻き疵が見られる。
（比較例ｂのもの）の表面部を写した写真であるが，非
常に明瞭な掻き疵が見られる。
【００４４】
【発明の効果】以上説明したように，本発明によれば，
鋼板または鋼帯の素材形態のままで良好な延性，加工性
と耐摩耗性，耐疵付性を兼備した高強度の複相組織ステ
ンレス鋼が提供されるので，電子部品や精密機械部品な
どの分野に，複相組織ステンレス鋼の用途の拡大ができ
る。
鋼板または鋼帯の素材形態のままで良好な延性，加工性
と耐摩耗性，耐疵付性を兼備した高強度の複相組織ステ
ンレス鋼が提供されるので，電子部品や精密機械部品な
どの分野に，複相組織ステンレス鋼の用途の拡大ができ
る。
【図１】表２の本発明例Ｂの鋼板の断面の金属組織を示
す金属顕微鏡写真である。
す金属顕微鏡写真である。
【図２】表２の比較例の鋼板を耐疵付性試験に供したと
きの鋼板表面の金属組織を示す写真である。
きの鋼板表面の金属組織を示す写真である。
─────────────────────────────────────────────────────
フロントページの続き
(56)参考文献 特開 昭54−126624（ＪＰ，Ａ)
(58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名)
C22C 38/00
C21D 1/76
C21D 6/00
Claims (5)
- 【請求項１】 鋼中に含まれる各種成分のうち，Ｃ：
０.２０％以下，Ｃｒ：１０.０〜２０.０％，Ｎｉ：４.
０％以下，Ｎ：０.１５％以下を必須成分量として含有
し且つ２０〜９５vol.%のマルテンサイト相と残部が実
質的にフエライト相との混合した複相組織を有するステ
ンレス鋼であって，最外表面から少なくとも１μｍの深
さの表層部がマルテンサイト単相の層で覆われている高
強度複相組織ステンレス鋼。 - 【請求項２】 鋼中に含まれる各種成分の含有量は，下
式で表されるγmaxの値が２０以上９５以下となるよう
に調整されている請求項１に記載の高強度複相組織ステ
ンレス鋼， γmax ＝４２０（％Ｃ) ＋４７０（％Ｎ) ＋２３（％Ｎ
ｉ) ＋７（％Ｍｎ)＋９（％Ｃｕ) −１１.５（％Ｃｒ)
−１１.５（％Ｓｉ) ＋１８９。 - 【請求項３】 鋼の形態は，鋼帯または鋼板である請求
項１または２に記載のステンレス鋼。 - 【請求項４】 鋼中に含まれる各種成分のうち，Ｃ：
０.２０％以下，Ｃｒ：１０.０〜２０.０％，Ｎｉ：４.
０％以下，Ｎ：０.１５％以下を必須成分量として含有
し且つ下式で表されるγmax の値が２０以上９５以下と
なるように成分量が調整されているステンレス鋼に対
し，窒素を含み且つ露点が０℃以下に調整された雰囲気
下でＡc1点以上の温度に加熱し，この加熱温度からオー
ステナイト相がマルテンサイト相に変態するに十分な冷
却速度で冷却する熱処理を施すことからなる，表層部が
マルテンサイト単相で内部がフエライトとマルテンサイ
トの混合組織を有する高強度複相組織ステンレス鋼の製
造方法， γmax ＝４２０（％Ｃ) ＋４７０（％Ｎ) ＋２３（％Ｎ
ｉ) ＋７（％Ｍｎ)＋９（％Ｃｕ) −１１.５（％Ｃｒ)
−１１.５（％Ｓｉ) ＋１８９。 - 【請求項５】 鋼の形態が鋼帯であり，窒素を含み且つ
露点が０℃以下に調整された雰囲気下でＡc1点以上の温
度に加熱する処理は，鋼帯の連続焼鈍炉で実施する請求
項４に記載の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP13642194A JP3363590B2 (ja) | 1994-05-26 | 1994-05-26 | 高強度複相組織ステンレス鋼およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP13642194A JP3363590B2 (ja) | 1994-05-26 | 1994-05-26 | 高強度複相組織ステンレス鋼およびその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH07316740A JPH07316740A (ja) | 1995-12-05 |
| JP3363590B2 true JP3363590B2 (ja) | 2003-01-08 |
Family
ID=15174767
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP13642194A Expired - Fee Related JP3363590B2 (ja) | 1994-05-26 | 1994-05-26 | 高強度複相組織ステンレス鋼およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3363590B2 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR20140090681A (ko) | 2011-11-28 | 2014-07-17 | 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 | 스테인리스강 및 그 제조 방법 |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP3744625B2 (ja) * | 1996-10-30 | 2006-02-15 | 日新製鋼株式会社 | 耐食性および疲労特性に優れたマルテンサイト系ステンレス鋼板およびその製造方法 |
| JP3879159B2 (ja) * | 1997-01-09 | 2007-02-07 | 松下電器産業株式会社 | 多層プリント配線板の製造方法 |
| JPH11302796A (ja) * | 1998-04-20 | 1999-11-02 | Nippon Steel Corp | 耐食性に優れた建築構造用ステンレス熱延鋼帯とその製造方法 |
| JP4252145B2 (ja) * | 1999-02-18 | 2009-04-08 | 新日鐵住金ステンレス株式会社 | 耐遅れ破壊性に優れた高強度・高靭性ステンレス鋼 |
| JP3606200B2 (ja) * | 2000-12-21 | 2005-01-05 | 住友金属工業株式会社 | クロム系ステンレス鋼箔およびその製造方法 |
| JP3956683B2 (ja) * | 2001-12-03 | 2007-08-08 | 住友金属工業株式会社 | 複層組織クロム系ステンレス鋼材とその製造方法 |
| JP5291479B2 (ja) * | 2009-01-29 | 2013-09-18 | 大同特殊鋼株式会社 | 二相ステンレス鋼並びにそれを用いた鋼材及び鋼製品 |
| WO2016170761A1 (ja) | 2015-04-21 | 2016-10-27 | Ｊｆｅスチール株式会社 | マルテンサイト系ステンレス鋼 |
| WO2017179346A1 (ja) | 2016-04-12 | 2017-10-19 | Ｊｆｅスチール株式会社 | マルテンサイト系ステンレス鋼板 |
| JP6327410B1 (ja) | 2016-10-18 | 2018-05-23 | Ｊｆｅスチール株式会社 | マルテンサイト系ステンレス鋼板 |
| JP7249730B2 (ja) * | 2017-10-12 | 2023-03-31 | 日本製鉄株式会社 | 鋼板、管状成形品、およびプレス成形品 |
| JP6806116B2 (ja) * | 2018-08-24 | 2021-01-06 | 日立金属株式会社 | 二次電池の負極集電体用箔 |
-
1994
- 1994-05-26 JP JP13642194A patent/JP3363590B2/ja not_active Expired - Fee Related
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|---|---|---|---|---|
| KR20140090681A (ko) | 2011-11-28 | 2014-07-17 | 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 | 스테인리스강 및 그 제조 방법 |
| US9631249B2 (en) | 2011-11-28 | 2017-04-25 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Stainless steel and method for manufacturing same |
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| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH07316740A (ja) | 1995-12-05 |
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