JPH04147946A - 強度、延性の優れたステンレス鋼 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） 本発明は強度および延性が要求される部品、例えば薄板
バネ、自動車やオートバイ等のエンジンを構成する金属
ガスケット部品、あるいはＳｉ単結晶切断用刃物等の素
材に用いられるステンレス鋼およびその製造方法に関す
るものである。特に、冷間圧延を施した素材を各種部品
に成形後時効硬化させて使用する部品、例えば金属ガス
ケット部品等の素材に適したステンレス鋼および゛その
製造方法に関するものである。

（従来の技術） 従来、上記部品の素材には冷間圧延し加工硬化させたス
テンレス鋼や析出硬化型のステンレス鋼が使用されてき
た。

冷間加工により強度を上げるステンレス鋼としては、５
ＵＳ３０１鋼のように冷間加工中にマルテンサイト相を
生じせしめて強度を上げる鋼種と、Ｍｎ、　Ｎ等の加工
硬化能を上げる元素を添加した鋼種がある。しかしこれ
らの鋼種はいずれも高い強度を得るために、相当量の冷
間加工が必要であり、延性が低いという問題がある。

析出硬化型のステンレス鋼としては、微細なＣｕ相を析
出させる５ＵＳ６３０鋼や、Ｎｉ、ａ　Ａｊ！の金属間
化合物を析出させる５ＵＳ６３１鋼等が一般に使用され
ている。しかし熱処理によるマルテンサイト相を利用す
るＳＵ３６３０ｍでは引張強度が高々１６０　ｋｇ　ｆ
　／ａｍｔである。また冷間加工によって生じるマルテ
ンサイト相を利用する５ＵＳ６３１　ｆｌｌＪニオＩｉ
’　テハ引張強度ハ１９０　ｋｇ　ｆ　７１１ｍ”程度
まで引き出すことができるが、強度上昇による延性低下
が大きい。さらにＡｌを多量に添加する３０３６３１ｍ
においては非金属介在物が鋼中に残存しやすく、靭性あ
るいは疲労強度の低下を招く場合がある。

さらに近年、上記の従来鋼種より強度の高い析出硬化ス
テンレス鋼が提案されている。特開昭６１−２９５３５
６号公報ではＣｕとＳｉを添加した高強度ステンレス鋼
を提案しているが、成形加工を施す冷間圧延ままの状態
での延性および時効処理した状態での延性はいずれも低
く、強度と延性のバランスからは不十分である。また太
田鶏−らも、ＳｉおよびＣｕを添加した析出硬化型ステ
ンレス鋼を報告している（鉄と鋼（１９７Ｂ）　、　　
３３８６　）が、溶体化熱処理後の冷却中に生じるマル
テンサイト相を利用しているため、引張強度が不十分で
ある。

（発明が解決しようとする課題） 本発明は１板ばね、金属ガスケット等の強度および延性
が要求される部品の素材として使用できる強度、延性の
優れたステンレス鋼とその製造方法を提供することを目
的とするものである。

（課題を解決するための手段） 本発明は従来鋼の問題点を克服し、強度と延性の優れた
ステンレス鋼、つまり強度−延性バランスの優れたステ
ンレス鋼の成分を見出し、その最適な製造方法を示すも
のである６本発明鋼は溶体化状態で準安定オーステナイ
ト相からなるように成分調整されており、その後の冷間
圧延あるいは冷間加工によってオーステナイト相の一部
がマルテンサイト相に変態する。さらにその後の時効処
理によって目的とする強度レベルを実現するために、Ｓ
ｉを添加している。本発明鋼の第一の特徴は、５ＵＳ３
０１等に比較して軽度の冷間圧延あるいは冷間加工でマ
ルテンサイト相が形成され、またＮを０．０５〜０．２
０％含有させマルテンサイト相を強化しているため、冷
間圧延ままの状態で５ＵＳ３０１程度の強度を示しなが
ら十分な延性を確保している点である。従ってこの状態
での加工性は従来の５ＵＳ３０１鋼等より極めて良好で
ある。第二の特徴は、冷間圧延後あるいは冷間加工後に
本発明に示す最適な時効処理を施すことにより強度が飛
躍的に上昇することである。この時効による強度上昇は
、時効中にマルテンサイト中に（Ｎｉ、　Ｃｒ）３Ｓｉ
金属間化合物が微細に析出するためであり、十分な効果
を得るためには３．０％を越えるＳｔの添加が必要であ
る。従来の析出硬化型のステンレス鋼に比べその強度上
昇は太き（、しかも時効による延性低下も小さい、すな
わち本発明鋼の時効後の強度−延性バランスは従来鋼に
比べ優れている。

（作　用） まず、本発明鋼の成分限定理由について述べる。

Ｃは冷間圧延によって生じるマルテンサイトを強化する
には有効な元素であるが、Ｎによる強化に比べ延性低下
が大きいことと、時効時にＣｒ炭化物が粒界析出し粒界
腐食割れ感受性が高くなることから、Ｃ含有量は０．０
３％以下とした。

Ｓｉは時効による強度上昇を大きくする最も重要な元素
である。この時効硬化はマルテンサイト相中の微細な（
Ｎｉ、　Ｃｒ）３Ｓｉ金属間化合物の析出によるもので
あるが、鋼中のＳｉ含有量が３．０％以下では、十分に
析出せず強度の上昇が小さい、しかし５．０％を越えて
添加すると、高温で多量のδフェライトが生成するため
熱間加工性が著しく低下し製造が困難となるため、Ｓｉ
含有量は３．０％超〜５．０％とした。

！’ＩｎはＮの固溶量を増加させるとともに、δフェラ
イトの生成を抑制するのに有効な元素である。

０．０５〜０．２０％のＮ含有量を確保するためにはＭ
ｎ含有量は１．０％超とすることが必要であるが、５．
０％を超えるとオーステナイト相が安定化し、冷間圧延
あるいは冷間加工時のマルテンサイト相の変態が抑制さ
れるため、Ｍｎの含有量は１．０％趨〜５．０％に限定
した。

Ｃｒは耐食性上必須の元素で、ステンレス鋼として目的
の耐食性を付与し、溶体化処理後冷却中に生じるマルテ
ンサイトを抑制するためには１３％以上のＣｒ含有量が
必要である。しかしＣｒを多量に添加すると高温で多量
のδフェライトが生成し、熱間加工性を劣化させるのみ
ならず、溶体化処理後も多量のδフェライトが残存し、
強度および延性を低下させる。このδフェライトの生成
を抑制するために、Ｃ，Ｎ、Ｎｉ等のオーステナイト生
成元素を多く添加すると、オーステナイト相が常温でよ
り安定化し、冷間圧延または冷間加工によって適量のマ
ルテンサイトを生成することが難しくなる。常温で準安
定なオーステナイト相を得るための合金バランスを考慮
してＣｒ含有量の上限は１７％とした。

Ｎｉは溶体化処理後の組織をオーステナイトにする基本
的な元素で、含有量が５％未満では、溶体化処理後の冷
却中にマルテンサイトが生成する。

このマルテンサイト相は冷間圧延中あるいは冷間加工中
に生成するマルテンサイト相に比べ強度が低いため、目
的の強度を得られない。またＮｉ含有量が９％を越える
とオーステナイトが安定化し、冷間圧延あるいは冷間加
工によってマルテンサイト相が生成しなくなるため、そ
の上限は９％とした。

Ｎはマルテンサイト相を強化すると同時に、残留オース
テナイト相をも強化させる重要な元素である。Ｃもマル
テンサイトあるいは残留オーステナイトの強化には有効
であるが、強化による延性低下が大きい。本発明鋼では
強化による延性低下の少ないＮを添加したことが特徴で
ある。このマルテンサイト相あるいは残留オーステナイ
ト相の強化に十分な効果を得るためには、Ｎは０．０５
％以上必要であるが、０．２０％を越えて添加すると鋳
造時に多数のブローホールが生成するため、その上限は
０．２０％とした。

本発明鋼が従来鋼より高強度、高延性を実現するために
は上記成分範囲で十分であるが、本発明鋼の熱間加工性
を良好に維持し、熱間圧延等において割れ、疵を防止す
るためにはＡｆ、Ｃａあるいはランタノイド系希土類元
素の微量添加が有効である。しかしこれら元素を過剰に
添加すると酸化物等の介在物の形で多数鋼中に残存する
ことになり、延性あるいは疲労強度を低下させるため、
その添加量の範囲は八！で０．０１〜０．２０％、ラン
タノイド系希土類元素で０．００２〜０．０５０％、Ｃ
ａで０．００１〜０．０２０％とした。なおランタノイ
ド系希土類元素の含有量は、Ｌａｚ　Ｃｅ、Ｐｒ、　Ｎ
ｄ等のランタノイド系元素の含有量の総量である。

さらに溶製中に不可避的に混入してくるＰ、　Ｓは極力
低いことが望ましく、Ｐは応力腐食割れの観点から、ま
たＳはＭｎＳを形成し延性低下をもたらすことから、そ
れぞれの含有量は０．０５％以下、０、　ＯＯ５％以下
とすることが望ましい。

本発明鋼は加工硬化型高強度ステンレス鋼として、冷間
圧延ままでも使用することができる。本発明鋼では溶体
化状態でのオーステナイト相の安定度が低いこととＮ添
加による強化のため、少ない圧延率で硬いマルテンサイ
ト相が生成し、強度が上昇する。さらに強度上昇に伴う
延性低下が従来鋼に比較して小さい利点も有する。しか
し本発明鋼の最大の特徴はその冷間圧延後の時効処理に
よって強度が著しく上昇することである。以下にこの特
徴を最大限に活かす製造方法について説明する。

本発明鋼は溶製後、熱間圧延あるいはさらに冷間圧延を
行った後、溶体化熱処理により全部あるいは大部分の組
織を準安定なオーステナイト相に調整する。この時の溶
体化熱処理条件としては、９００〜１２００℃の温度範
囲が望ましく、溶体化温度が低温すぎると前工程で生じ
た析出物を十分固溶化することができず、また高温すぎ
ると強度、延性に有害なδフェライトが多量に生成する
。

溶体化熱処理後、冷間圧延によって導入される歪を使っ
て、準安定オーステナイト相をマルテンサイト相に変態
せしめる。時効熱処理後に十分な強度を得るためには十
分な量のマルテンサイト相が必要であり、そのためには
冷間圧延での圧下比が１０％以上必要である。また時効
処理後の強度にはこの段階での圧下率が強く影響し、圧
下率が大きいほど時効処理による強度上昇が大きい一方
で、時効による延性低下もやや大きくなる。従って最終
製品に要求される強度および延性を考え、それに合わせ
て冷間圧延率を決定することが望ましい。

冷間圧延ままでの状態では、時効熱処理後に比べ材料強
度も低く、また延性も従来の加工硬化型高強度ステンレ
ス鋼に比べ高いため、加工性は良好である。従ってこの
段階で各種バネ、金属ガスケット等に加工を行うことが
望ましい。

冷間圧延後あるいは冷間加工した後に行う時効熱処理と
しては、３００〜６００°Ｃの温度範囲内で０．１〜３
０時間加熱することが適切である。つまり３００°Ｃ未
満では時効による強度上昇が十分現れず、６００°Ｃ越
えて加熱するとマルテンサイト相の一部がオーステナイ
ト相に逆変態し、時効熱処理によって逆に強度が低下す
る。また０、１時間未満の加熱時間では時効による強度
上昇が十分現れず、３０時間を越えて加熱しても強度上
昇効果は飽和し、製造工程上意味を持たない。

（実施例） 実施例１ 第１表のＡ−Ｆに示す化学成分を有する本発明鋼と、Ｋ
−Ｈに示す比較鋼を実験室の真空溶解炉にて溶製し、熱
間圧延にて３．０ｓＩｍ厚の熱延板を作製した。また第
１表のＨ−Ｊに示す従来鋼は通常の製造工程で溶製し、
３．Ｏｎ厚まで熱間圧延したものを使用した。この熱延
板を１１００℃で焼鈍した後、冷間圧延機で０．５ｍｍ
厚まで圧延し、１０５０°Ｃで１分間保持した後、直ち
に水冷する溶体化処理を行った。溶体化処理後、マルテ
ンサイト相を生成せしめる冷間圧延を行った。この冷間
圧延ままでの引張強度、伸びおよび硬さを調査した０次
にこの冷間圧延板に４５０°Ｃで１時間の時効熱処理を
施し、空冷した。そして時効後の引張強度、伸びおよび
硬さも調査し、時効の効果を確認した。

上記網の調査結果を第２表に示す。本発明鋼Ａ〜Ｆは従
来［Ｈ−Ｊあるいは比較鋼に−Ｎに比べ、時効による強
度上昇が大きく、時効後は非常に高い強度レベルを実現
している。さらに同じ強度レベルのものを比較すると、
時効前あるいは時効後の伸びはいずれも従来鋼あるいは
比較鋼より大きいことがわかる。第１図は上記の本発明
鋼、従来鋼および比較鋼の強度と延性の関係を示してお
り、この図からも本発明鋼が単に高強度を達成している
ばかりでなく、強度−延性バランスの優れた材料である
ことが明らかである。

実施例２ 第１表のＧに示す化学成分を有する本発明鋼を通常の製
造工程で溶製し、熱間圧延にて３．Ｏａｕ＋＋厚の熱延
板を作製した。この熱延板を１１００°Ｃで焼鈍した後
、冷間圧延機で０．３６＋ｕａ厚まで圧延した。

１０５０″Ｃの無酸化雰囲気中（アンモニア分解ガス）
で１分間の溶体化処理を施した後、マルテンサイト相を
生成せしめる冷間圧延を行った。この時、冷間圧延率の
影響を調べるために、圧下率を５〜５０％まで変化させ
た鋼板を作製した。冷間圧延ままでの状態での引張強度
、伸びおよび硬さを調べた後、４５０℃で１時間検定後
空冷の時効熱処理を行った。さらに時効熱処理条件の影
響を調べるために、３０％冷間圧延した鋼板について、
時効温度を２００〜７００°Ｃ１時効時間を０．０１〜
５０時間まで変化させて、時効後の引張強度、伸びおよ
び硬さを調べた。その結果を第３表に示す。

この結果から、本発明鋼を上記最適条件にて製造するこ
とにより、実施例１で示した何れの従来鋼あるいは比較
鋼に比べても強度−延性バランスの優れたステンレス鋼
を得られることがわかる。

実施例３ 実施例２で作製した本発明網の中で溶体化処理後の冷間
圧延率を３０％とした鋼板と、実施例１で作製した記号
Ｉの従来鋼で５０％冷間圧延した網板を使用し、第２図
に示すビード形状の試験片を作製した。その後、４５０
°Ｃで１時間検定後空冷の時効熱処理を行った。このビ
ード部を有する試験片を圧縮治具の間に挟み、ビード部
が完全に潰れるまで圧縮荷重を負荷し、その状態で１秒
保持した後、圧縮荷重を開放した。このサイクルを１０
００回まで繰り返し、その途中でのビード高さの変化あ
るいは割れ発生の有無を観察した。また同じ条件で時効
処理した調仮についてハネ限界値の測定および応力腐食
割れ試験を実施した。応力腐食割れ試験は、０．２５ｓ
ｍｔ　Ｘ　１０ｗｍｗＸ　７５ｍｍ　ｌの試験片を半径
７ＩＩＩＩｌｌでＵ曲げ拘束し、４２％の沸騰ＭｇＣ１
ｚ水溶液中に浸漬保持し、その破断時間を測定した。そ
の結果を第４表に示す。従来鋼（ＳＵＳ３０１相当）に
比べ強度、延性が優れている本発明網は、バネ特性ある
いは疲労特性にも優れ、また耐応力腐食割れ性も良好で
あることがわかり、各種バネあるいは金属ガスケット用
素材として適している。

（発明の効果） 以上詳述したように、本発明鋼は従来の加工硬化型ステ
ンレス鋼あるいは析出硬化型ステンレス鋼に比べ、高強
度を実現しているのみならず、延性も高いことから強度
−延性バランスに優れたステンレス鋼であると言える。

そして本発明鋼はバネ特性、疲労特性あるいは応力腐食
割れに対する抵抗力も高いため、各種金属バネあるいは
金属ガスケット用等の素材として最適であり、本発明は
産業上寄与するところは極めて大である。

【図面の簡単な説明】

第１図は実施例１および実施例２における本発明鋼、従
来鋼および比較鋼の冷間圧延ままの状態ならびに時効処
理状態での引張強度と伸びの関係を示したグラフで、記
号の○、△および口はそれぞれ本発明鋼、従来鋼ならび
に比較鋼の冷間圧延ままでの結果を示し、・、ムおよび
閣は各々の時効処理状態での結果を示す。 第２図は実施例３におけるビード部の圧縮・開放試験に
使用した試験片の概略図を示したものである。 （ａ）は試験片の全体図、 （ｂ）は（ａ）におけるＣ− Ｃ′断面図を示す。

Claims (3)

【特許請求の範囲】
1. （１）重量％で、Ｃ０．０３％以下、Ｓｉ３．０％超〜
   ５．０％以下、Ｍｎ１．０％超〜５．０％以下、Ｃｒ１
   ３〜１７％、Ｎｉ５〜９％、Ｎ０．０５〜０．２０％、
   残部Ｆｅならびに不可避不純物からなり、溶体化状態で
   準安定なオーステナイト相で、その後の冷間圧延あるい
   は冷間加工によりその一部がマルテンサイト相に変態す
   ることを特徴とする強度、延性の優れたステンレス鋼。
2. （２）重量％で、Ａｌ０．０１〜０．２０％、ランタノ
   イド系希土類元素０．００２〜０．０５０％およびＣａ
   ０．００１〜０．０２０％のうち１種または２種以上を
   含有することを特徴とする請求項１記載の強度、延性の
   優れたステンレス鋼。
3. （３）請求項１もしくは２記載のステンレス鋼を、１０
   ％以上の冷間圧延を施した後、３００〜６００℃の温度
   で０．１〜３０時間加熱することを特徴とする強度、延
   性の優れたステンレス鋼の製造方法。