JPH05279736A - 耐応力腐食割れ特性に優れた高強度ばね用ステンレス鋼の製造方法 - Google Patents
耐応力腐食割れ特性に優れた高強度ばね用ステンレス鋼の製造方法Info
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- JPH05279736A JPH05279736A JP4103697A JP10369792A JPH05279736A JP H05279736 A JPH05279736 A JP H05279736A JP 4103697 A JP4103697 A JP 4103697A JP 10369792 A JP10369792 A JP 10369792A JP H05279736 A JPH05279736 A JP H05279736A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 高強度と耐応力腐食割れ特性を同時に具備す
るばね用ステンレス鋼を得る。 【構成】 本発明によれば，重量％において，Ｃ：0.
03％以下, Ｓi：1.0％以下, Ｍn：2.5％以下, Ｎi：4.0
〜10.0％，Ｃr：13.0〜20.0％，Ｎ：0.06〜0.30％，
Ｓ：0.01％以下を含有し，場合によっては，Ｍo：1.0〜
3.0％, Ｃu：0.5〜３％の１種又は２種を含み，さらに
場合によっては，Ｔi,Ｎb,Ｖの１種又は２種を0.1〜3.0
％の範囲で含み，本文記載の(1) 式に従うＭ値が30以上
となるように各成分量が調整され，残部がＦeおよび不
可避的不純物からなるステンレス鋼の鋼帯または鋼板を
焼鈍したうえ，圧下率が25％を越える冷間圧延を施し,
ついで成形前または後において100℃以上300℃未満の温
度範囲で10分間以上の時効処理を施す。
るばね用ステンレス鋼を得る。 【構成】 本発明によれば，重量％において，Ｃ：0.
03％以下, Ｓi：1.0％以下, Ｍn：2.5％以下, Ｎi：4.0
〜10.0％，Ｃr：13.0〜20.0％，Ｎ：0.06〜0.30％，
Ｓ：0.01％以下を含有し，場合によっては，Ｍo：1.0〜
3.0％, Ｃu：0.5〜３％の１種又は２種を含み，さらに
場合によっては，Ｔi,Ｎb,Ｖの１種又は２種を0.1〜3.0
％の範囲で含み，本文記載の(1) 式に従うＭ値が30以上
となるように各成分量が調整され，残部がＦeおよび不
可避的不純物からなるステンレス鋼の鋼帯または鋼板を
焼鈍したうえ，圧下率が25％を越える冷間圧延を施し,
ついで成形前または後において100℃以上300℃未満の温
度範囲で10分間以上の時効処理を施す。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は, 高強度を必要とし耐応
力腐食割れ特性が要求される部材に適合するステンレス
鋼に係り，本発明によって得られたステンレス鋼は，応
力腐食割れ環境で使用されるステンレスばね材例えば石
油ボイラー型給湯機や電気温水機等に使用される支えば
ね, 海洋レジャー用のオートファスナー, 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分, す
なわちエンジン用ガスケット材などに好適な材料であ
る。
力腐食割れ特性が要求される部材に適合するステンレス
鋼に係り，本発明によって得られたステンレス鋼は，応
力腐食割れ環境で使用されるステンレスばね材例えば石
油ボイラー型給湯機や電気温水機等に使用される支えば
ね, 海洋レジャー用のオートファスナー, 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分, す
なわちエンジン用ガスケット材などに好適な材料であ
る。
【０００２】
【従来の技術】従来, 高強度ばね用素材として，準安定
オーステナイト系ステンレス鋼であるSUS301系鋼が主に
用いられている。SUS301系鋼は冷間加工を40％以上施す
と簡単に強度が得られ, 更に400℃以上で時効処理する
ことで高強度が得られることから各種のばね用材料とし
て用いられてきた。
オーステナイト系ステンレス鋼であるSUS301系鋼が主に
用いられている。SUS301系鋼は冷間加工を40％以上施す
と簡単に強度が得られ, 更に400℃以上で時効処理する
ことで高強度が得られることから各種のばね用材料とし
て用いられてきた。
【０００３】SUS301系ステンレス鋼をこれらの用途に適
用する場合には, 板厚0.1〜1.0mm程度の薄板から板ばね
形状のものを作ったり, 或いは成形加工を施すのが通常
である。一般に, この種の高強度材料は応力腐食割れの
発生するような環境では割れが発生するので，このよう
な場合には，強度の低いものが適用されてきた。
用する場合には, 板厚0.1〜1.0mm程度の薄板から板ばね
形状のものを作ったり, 或いは成形加工を施すのが通常
である。一般に, この種の高強度材料は応力腐食割れの
発生するような環境では割れが発生するので，このよう
な場合には，強度の低いものが適用されてきた。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】応力腐食割れ環境で使
用されるばね材の分野には, 例えば石油ボイラー型給湯
機, 電気温水機等に使用される支えばね, 海洋レジャー
用のオートファスナー,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分 (エンジン用ガスケッ
ト材) などがある。
用されるばね材の分野には, 例えば石油ボイラー型給湯
機, 電気温水機等に使用される支えばね, 海洋レジャー
用のオートファスナー,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分 (エンジン用ガスケッ
ト材) などがある。
【０００５】SUS301系のステンレス鋼では，前述のよう
に高強度にすると時効処理後において著しく耐応力腐食
割れ特性が劣るので, この分野では高強度の状態では使
用できない。このために目標とするばね特性, 強度が得
られず，板厚を厚くしたり複雑な形状に成形加工したり
することが余儀なくされ, ばね部材の設計に大きな負担
を強いる結果となっていた。
に高強度にすると時効処理後において著しく耐応力腐食
割れ特性が劣るので, この分野では高強度の状態では使
用できない。このために目標とするばね特性, 強度が得
られず，板厚を厚くしたり複雑な形状に成形加工したり
することが余儀なくされ, ばね部材の設計に大きな負担
を強いる結果となっていた。
【０００６】本発明はこのような問題を解決し，応力腐
食環境で使用されるばね部品において, 高強度で且つ耐
応力腐食割れ特性に優れた材料を得ることを目的とす
る。
食環境で使用されるばね部品において, 高強度で且つ耐
応力腐食割れ特性に優れた材料を得ることを目的とす
る。
【０００７】
【課題を解決するための手段】本発明によれば，重量％
において， Ｃ：0.03％以下, Ｓi：1.0％以下, Ｍn：2.5％以下, Ｎi：4.0〜10.0％ Ｃr：13.0〜20.0％ Ｎ：0.06〜0.30％ Ｓ：0.01％以下 を含有し，場合によっては，Ｍo：1.0〜3.0％, Ｃu：0.
5〜３％の１種又は２種を含み，さらに場合によって
は，Ｔi,Ｎb,Ｖの１種又は２種を0.1〜3.0％の範囲で含
み，且つ Ｍ＝330−(480×Ｃ％)−(２×Ｓi％)−(10×Ｍn％)−(14×Ｎi％) −(5.7×Ｃr％)−(５×Ｍo％)−(14×Ｃu％)−(320×Ｎ％) の式に従うＭ値が30以上となるように各成分量が調整さ
れ，残部がＦeおよび不可避的不純物からなるステンレ
ス鋼の鋼帯または鋼板を焼鈍したうえ，圧下率が25％を
越える冷間圧延を施し, ついで成形前または後において
100℃以上300℃未満の温度範囲で10分間以上の時効処理
を施すことを特徴とする耐応力腐食割れ特性に優れた高
強度ばね用ステンレス鋼の製造方法を提供する。
において， Ｃ：0.03％以下, Ｓi：1.0％以下, Ｍn：2.5％以下, Ｎi：4.0〜10.0％ Ｃr：13.0〜20.0％ Ｎ：0.06〜0.30％ Ｓ：0.01％以下 を含有し，場合によっては，Ｍo：1.0〜3.0％, Ｃu：0.
5〜３％の１種又は２種を含み，さらに場合によって
は，Ｔi,Ｎb,Ｖの１種又は２種を0.1〜3.0％の範囲で含
み，且つ Ｍ＝330−(480×Ｃ％)−(２×Ｓi％)−(10×Ｍn％)−(14×Ｎi％) −(5.7×Ｃr％)−(５×Ｍo％)−(14×Ｃu％)−(320×Ｎ％) の式に従うＭ値が30以上となるように各成分量が調整さ
れ，残部がＦeおよび不可避的不純物からなるステンレ
ス鋼の鋼帯または鋼板を焼鈍したうえ，圧下率が25％を
越える冷間圧延を施し, ついで成形前または後において
100℃以上300℃未満の温度範囲で10分間以上の時効処理
を施すことを特徴とする耐応力腐食割れ特性に優れた高
強度ばね用ステンレス鋼の製造方法を提供する。
【０００８】
【作用】発明者らは前記の目的を達成すべく種々の試験
研究を重ねてきた。その結果,SUS301と同等のばね特性
やステンレス用素材として必要な他の特性を維持しなが
らも, より高強度でかつ耐応力腐食割れ特性を具備させ
ることができることを見い出した。特に，応力腐食割れ
特性は強度よりも時効処理温度の影響が大きいことを知
見し, さらに, 高強度でかつ従来材よりも優れた応力腐
食割れ特性とするためには，SUS301よりも低Ｃにするこ
とが望ましいことがわかった。
研究を重ねてきた。その結果,SUS301と同等のばね特性
やステンレス用素材として必要な他の特性を維持しなが
らも, より高強度でかつ耐応力腐食割れ特性を具備させ
ることができることを見い出した。特に，応力腐食割れ
特性は強度よりも時効処理温度の影響が大きいことを知
見し, さらに, 高強度でかつ従来材よりも優れた応力腐
食割れ特性とするためには，SUS301よりも低Ｃにするこ
とが望ましいことがわかった。
【０００９】より具体的には，SUS301に比べ低Ｃとし,
これによって生ずる加工硬化の低下分をＮで補い且つＮ
添加による時効硬化度の上昇を有効に活用するのであ
る。これによって，低温時効でもより高強度が発現でき
るとともに, 100℃以上300℃未満の温度で時効処理する
ことにより，耐応力腐食割れ特性に優れた材料を得たも
のである。また, これにより，ばね部品に成形加工され
た加工部に発生するクラックが防止されることから，ば
ね部品としての機能の劣化が防止され, 耐用寿命が改善
された。
これによって生ずる加工硬化の低下分をＮで補い且つＮ
添加による時効硬化度の上昇を有効に活用するのであ
る。これによって，低温時効でもより高強度が発現でき
るとともに, 100℃以上300℃未満の温度で時効処理する
ことにより，耐応力腐食割れ特性に優れた材料を得たも
のである。また, これにより，ばね部品に成形加工され
た加工部に発生するクラックが防止されることから，ば
ね部品としての機能の劣化が防止され, 耐用寿命が改善
された。
【００１０】また, Ｎ添加に加えてＴi,Ｎb,Ｖを適量添
加することによって時効による強度上昇が発現され，Ｃ
低下に伴う強度低下をより効果的に補うことができる。
またＭo,Ｃuの添加によって耐応力腐食割れ特性が一層
改善される。
加することによって時効による強度上昇が発現され，Ｃ
低下に伴う強度低下をより効果的に補うことができる。
またＭo,Ｃuの添加によって耐応力腐食割れ特性が一層
改善される。
【００１１】以下に, 本発明鋼における各成分の作用と
成分範囲の限定理由の概要を個別に説明する。
成分範囲の限定理由の概要を個別に説明する。
【００１２】Ｃは, オーステナイト生成元素であり，高
温で生成するδフエライトの抑制,冷間加工 (オーステ
ナイト相を呈する焼鈍状態からの冷間圧延, 特別のこと
がないかぎり，冷間加工とはこの冷間圧延を指す) で誘
発されたマルテンサイト相の強化に有効に作用するが，
あまりＣ量を高くすると高強度にした際の耐応力腐食割
れ特性が劣るようになる。このため, Ｃは0.03％以下と
する。
温で生成するδフエライトの抑制,冷間加工 (オーステ
ナイト相を呈する焼鈍状態からの冷間圧延, 特別のこと
がないかぎり，冷間加工とはこの冷間圧延を指す) で誘
発されたマルテンサイト相の強化に有効に作用するが，
あまりＣ量を高くすると高強度にした際の耐応力腐食割
れ特性が劣るようになる。このため, Ｃは0.03％以下と
する。
【００１３】Ｓiは，脱酸剤として有効である。しかし
1.0％を超える量で添加しても脱酸剤としての効果は，
1.0％の場合と同様で, むしろコスト上昇を招くので上
限を1.0％とした。下限は特に限定しないが脱酸効果と
いう面からは0.2％以上が望ましい。
1.0％を超える量で添加しても脱酸剤としての効果は，
1.0％の場合と同様で, むしろコスト上昇を招くので上
限を1.0％とした。下限は特に限定しないが脱酸効果と
いう面からは0.2％以上が望ましい。
【００１４】Ｍnは, 脱酸剤としても有効に働くが, オ
ーステナイト相の安定度を支配する元素であり, その活
用は他の元素とのバランスのもとに考慮される。本発明
においは2.5％までのＭn量での活用が図られる。
ーステナイト相の安定度を支配する元素であり, その活
用は他の元素とのバランスのもとに考慮される。本発明
においは2.5％までのＭn量での活用が図られる。
【００１５】Ｃrは，ばね部品の耐食性を確保するうえ
で必須の成分である。意図する耐食性を付与するのに
は，少なくとも13.0％以上のＣrを必要とする。しかし,
Ｃrはフエライト生成元素でもあるので，高くしすぎる
と高温でδフエライトが多量に生成してしまう。そこ
で, δフエライト相抑制のためにオーステナイト生成元
素 (Ｃ,Ｎ,Ｎi,Ｍn,Ｃuなど）をそれに見合った量で添
加しなければならなくなるが，オーステナイト生成元素
を多く添加すると今度は室温でのオーステナイト相が安
定し，冷間加工後あるいは時効処理しても高強度が得ら
れなくなる。このようなことからＣrの上限は20％とし
た。
で必須の成分である。意図する耐食性を付与するのに
は，少なくとも13.0％以上のＣrを必要とする。しかし,
Ｃrはフエライト生成元素でもあるので，高くしすぎる
と高温でδフエライトが多量に生成してしまう。そこ
で, δフエライト相抑制のためにオーステナイト生成元
素 (Ｃ,Ｎ,Ｎi,Ｍn,Ｃuなど）をそれに見合った量で添
加しなければならなくなるが，オーステナイト生成元素
を多く添加すると今度は室温でのオーステナイト相が安
定し，冷間加工後あるいは時効処理しても高強度が得ら
れなくなる。このようなことからＣrの上限は20％とし
た。
【００１６】Ｎiは, 高温および室温でオーステナイト
相を得るに必須の成分である。本発明鋼の場合, 室温で
準安定オーステナイト相にし, より良好な成形性を得る
ために，低い冷間加工率で適度なマルテンサイト相を誘
発させ, 高強度が得られるようにしなければならない。
本発明鋼ではＮiを4.0％より低くすると，オーステナイ
ト相中に，高温でδフェライト相が，また室温で焼入れ
マルテンサイト相がかなり生成する場合があり，この場
合には加工誘起マルテンサイトの元となるオーステナイ
ト相の割合が不足するので好ましくない。一方, Ｎiが1
0％を越えると冷間加工でマルテンサイト相が誘発され
難くなる。このためＮi量は4.0〜10.0％とした。より好
ましくは5.0〜8.0％である。
相を得るに必須の成分である。本発明鋼の場合, 室温で
準安定オーステナイト相にし, より良好な成形性を得る
ために，低い冷間加工率で適度なマルテンサイト相を誘
発させ, 高強度が得られるようにしなければならない。
本発明鋼ではＮiを4.0％より低くすると，オーステナイ
ト相中に，高温でδフェライト相が，また室温で焼入れ
マルテンサイト相がかなり生成する場合があり，この場
合には加工誘起マルテンサイトの元となるオーステナイ
ト相の割合が不足するので好ましくない。一方, Ｎiが1
0％を越えると冷間加工でマルテンサイト相が誘発され
難くなる。このためＮi量は4.0〜10.0％とした。より好
ましくは5.0〜8.0％である。
【００１７】Ｍoは，鋼のベース硬さを上昇させるとと
もに時効処理後の硬さを上昇させるので，高強度を得る
上で有効に作用する。また耐応力腐食割れ特性の向上に
も有効な元素である。しかし, フエライトフォーマーで
あるために多量に添加するとδフエライト相を晶出さ
せ, かえって強度低下の要因ともなるので上限を3.0％
とした。
もに時効処理後の硬さを上昇させるので，高強度を得る
上で有効に作用する。また耐応力腐食割れ特性の向上に
も有効な元素である。しかし, フエライトフォーマーで
あるために多量に添加するとδフエライト相を晶出さ
せ, かえって強度低下の要因ともなるので上限を3.0％
とした。
【００１８】Ｃuは, 耐応力腐食割れ特性の向上に有効
に作用するが，少なすぎるとその効果は小さく, 多すぎ
ると熱間加工性を阻害し割れの要因となる。このため0.
5〜3.0％とした。
に作用するが，少なすぎるとその効果は小さく, 多すぎ
ると熱間加工性を阻害し割れの要因となる。このため0.
5〜3.0％とした。
【００１９】Ｔi,Ｎb,Ｖは時効処理後の硬さを上昇させ
る上で有効に作用する。この作用を発現させるためには
0.1％以上の添加を必要とする。しかし必要以上に添加
すると，多量の非金属介在物を生成し疲労強度の低下,
表面清浄の悪化につながるのでそれぞれの上限を1.0％
とする。
る上で有効に作用する。この作用を発現させるためには
0.1％以上の添加を必要とする。しかし必要以上に添加
すると，多量の非金属介在物を生成し疲労強度の低下,
表面清浄の悪化につながるのでそれぞれの上限を1.0％
とする。
【００２０】Ｎは，Ｃと同様にオーステナイト生成元素
であると共にオーステナイト相およびマルテンサイト相
を硬化するのに有効な元素である。またＣに比べ析出物
を形成しにくいので耐久性の面からも有効である。この
ため, Ｃに代えて少なくとも0.06％を添加する。しかし
多量に添加するとブローホールの原因となるので0.30％
以下とした。より好ましくは0.06〜0.20％である。
であると共にオーステナイト相およびマルテンサイト相
を硬化するのに有効な元素である。またＣに比べ析出物
を形成しにくいので耐久性の面からも有効である。この
ため, Ｃに代えて少なくとも0.06％を添加する。しかし
多量に添加するとブローホールの原因となるので0.30％
以下とした。より好ましくは0.06〜0.20％である。
【００２１】Ｓは, Ｍnとの共存のもとにＭnＳを生成
し，延性および曲げなどの加工性の低下をもたらすので
0.010％以下とする。なお, 薄板で成形加工の厳しい領
域ではＭnおよびＳはさらに低い方が好ましく, Ｍn量は
0.5％未満, Ｓ量は0.004％以下が好ましい。
し，延性および曲げなどの加工性の低下をもたらすので
0.010％以下とする。なお, 薄板で成形加工の厳しい領
域ではＭnおよびＳはさらに低い方が好ましく, Ｍn量は
0.5％未満, Ｓ量は0.004％以下が好ましい。
【００２２】Ｍ値：30以上について,Ｃ,Ｓi,Ｍn,Ｎi,Ｃ
r,Ｍo,ＣuおよびＮについて, それぞれ上記の範囲で含
有させるが，下記(1)式に従うＭ値が30以上となるよう
に各成分を調整する。 Ｍ＝330−(480×Ｃ％)−(２×Ｓi％)−(10×Ｍn％)−(14×Ｎi％)− −(5.7×Ｃr％)−(５×Ｍo％)−(14×Ｃu％)−(320×Ｎ％) ・・(1) (1) 式における各成分の定数は，本発明鋼の開発中に実
験室的に確定されたものである。このＭ値はオーステナ
イト安定度の指標となるもので, 30より低い値では冷間
圧延後あるいは時効処理後に高強度を得るためには，室
温で70％以上の強圧下率を施す必要があり, この場合に
は延性が低下する。したがって, 成形加工性の面からＭ
値を30以上とする。
r,Ｍo,ＣuおよびＮについて, それぞれ上記の範囲で含
有させるが，下記(1)式に従うＭ値が30以上となるよう
に各成分を調整する。 Ｍ＝330−(480×Ｃ％)−(２×Ｓi％)−(10×Ｍn％)−(14×Ｎi％)− −(5.7×Ｃr％)−(５×Ｍo％)−(14×Ｃu％)−(320×Ｎ％) ・・(1) (1) 式における各成分の定数は，本発明鋼の開発中に実
験室的に確定されたものである。このＭ値はオーステナ
イト安定度の指標となるもので, 30より低い値では冷間
圧延後あるいは時効処理後に高強度を得るためには，室
温で70％以上の強圧下率を施す必要があり, この場合に
は延性が低下する。したがって, 成形加工性の面からＭ
値を30以上とする。
【００２３】本発明鋼は，以上の範囲に化学成分が調整
される。しかし，これらの成分以外に脱硫剤, 脱酸剤と
して添加されるＣaやＲＥＭ，熱間加工性改善効果のあ
るＢ(0.01％以下) 等の他, 不可避的に混入する不純物
を含有することができる。
される。しかし，これらの成分以外に脱硫剤, 脱酸剤と
して添加されるＣaやＲＥＭ，熱間加工性改善効果のあ
るＢ(0.01％以下) 等の他, 不可避的に混入する不純物
を含有することができる。
【００２４】上述の範囲に調整された本発明に従う鋼
は，その組織状態は溶体化処理状態で実質的にはオース
テナイト組織を呈する。
は，その組織状態は溶体化処理状態で実質的にはオース
テナイト組織を呈する。
【００２５】本発明においては，通常の熱間圧延および
冷間圧延を経て焼鈍済みの鋼帯または鋼板を製造する。
そして，実質的にはオーステナイト組織の鋼帯または鋼
板を25％を超える圧延率で冷間圧延を加え, 100℃〜300
℃未満の温度で時効処理を施す。以下にこの製造条件の
作用を説明する。
冷間圧延を経て焼鈍済みの鋼帯または鋼板を製造する。
そして，実質的にはオーステナイト組織の鋼帯または鋼
板を25％を超える圧延率で冷間圧延を加え, 100℃〜300
℃未満の温度で時効処理を施す。以下にこの製造条件の
作用を説明する。
【００２６】既述のように，SUS301では, 強度が高い場
合には応力腐食割れ特性は悪い。これに対して，本発明
鋼はこの製造法によれば高強度でかつ耐応力腐食割れ特
性が良好となる。高強度ばね用ステンレス鋼としては，
より高強度であることが望ましいが，ここでは140kg/mm
2以上を目標とした。本発明鋼では，圧延率が25％を超
える最終冷間圧延を実施した後に，100℃以上300℃未満
の温度範囲で10分以上の時効処理を施すことにより当該
目標を達成できる。
合には応力腐食割れ特性は悪い。これに対して，本発明
鋼はこの製造法によれば高強度でかつ耐応力腐食割れ特
性が良好となる。高強度ばね用ステンレス鋼としては，
より高強度であることが望ましいが，ここでは140kg/mm
2以上を目標とした。本発明鋼では，圧延率が25％を超
える最終冷間圧延を実施した後に，100℃以上300℃未満
の温度範囲で10分以上の時効処理を施すことにより当該
目標を達成できる。
【００２７】ここで圧延率を25％を超える値に限定した
のは, これ以下での圧延では上述の強度を確保すること
ができないためである。最終圧延率の上限については特
に限定しないが，70％以下であることが成形性の面では
望ましい。
のは, これ以下での圧延では上述の強度を確保すること
ができないためである。最終圧延率の上限については特
に限定しないが，70％以下であることが成形性の面では
望ましい。
【００２８】また高強度ばね用ステンレス鋼としての強
度特性を得るため，時効処理を施すが，本発明鋼の場
合，その温度条件は100℃以上300℃未満の温度範囲であ
る。100℃より低い温度では目標の強度レベルを得るの
に長時間を要し，経済的でない。また, 時効処理温度が
300℃以上となると耐応力腐食割れ特性が悪くなり,特に
高温腐食環境中での使用に耐えなくなる。時効処理時間
については，10分よりも短時間では十分な強度特性が得
られないので10分間以上とする。処理時間の上限につい
ては特に限定されないが，製造コスト面から考えると１
時間前後が好ましい。
度特性を得るため，時効処理を施すが，本発明鋼の場
合，その温度条件は100℃以上300℃未満の温度範囲であ
る。100℃より低い温度では目標の強度レベルを得るの
に長時間を要し，経済的でない。また, 時効処理温度が
300℃以上となると耐応力腐食割れ特性が悪くなり,特に
高温腐食環境中での使用に耐えなくなる。時効処理時間
については，10分よりも短時間では十分な強度特性が得
られないので10分間以上とする。処理時間の上限につい
ては特に限定されないが，製造コスト面から考えると１
時間前後が好ましい。
【００２９】以下に, 代表的な実施例を挙げて本発明の
効果を具体的に示す。
効果を具体的に示す。
【００３０】
【実施例】表１に示す成分の本発明鋼（Ｍ１〜Ｍ10),
従来鋼 (Ａ) を通常の大気溶解炉で溶製し，熱間圧延を
施した後, 冷延, 焼鈍, 酸洗を行い，この焼鈍済み材料
を表２に示す圧延率で最終冷間圧延して板厚を0.3mmと
し, 各鋼板からサンプルを採取した。更に, 該鋼板に25
0℃×60分の時効処理を施し, 時効処理後のサンプルを
採取した。なお最終冷間圧延の前の焼鈍は，焼鈍温度10
50℃で実施した。また最終冷間圧延の圧延率は, 各鋼に
おいて引張強度が140kg/mm2前後以上となるような値が
採用してある。
従来鋼 (Ａ) を通常の大気溶解炉で溶製し，熱間圧延を
施した後, 冷延, 焼鈍, 酸洗を行い，この焼鈍済み材料
を表２に示す圧延率で最終冷間圧延して板厚を0.3mmと
し, 各鋼板からサンプルを採取した。更に, 該鋼板に25
0℃×60分の時効処理を施し, 時効処理後のサンプルを
採取した。なお最終冷間圧延の前の焼鈍は，焼鈍温度10
50℃で実施した。また最終冷間圧延の圧延率は, 各鋼に
おいて引張強度が140kg/mm2前後以上となるような値が
採用してある。
【００３１】冷延ままのサンプルと時効処理後のサンプ
ルを引張試験に供した。また時効後のサンプルを耐応力
腐食割れ試験に供した。その結果を表２に示した。耐応
力腐食割れ試験は厚み0.3mm ×幅10mm×長さ70mmの試験
片を採取し，図２に示すＵ字曲げ拘束（表面応力140kg/
mm2）を行った状態で塩素イオン濃度100ppmの溶液を入
れたオートクレーブ中に浸漬して200℃に保持したとき
の破断に至るまでの時間で評価した。
ルを引張試験に供した。また時効後のサンプルを耐応力
腐食割れ試験に供した。その結果を表２に示した。耐応
力腐食割れ試験は厚み0.3mm ×幅10mm×長さ70mmの試験
片を採取し，図２に示すＵ字曲げ拘束（表面応力140kg/
mm2）を行った状態で塩素イオン濃度100ppmの溶液を入
れたオートクレーブ中に浸漬して200℃に保持したとき
の破断に至るまでの時間で評価した。
【００３２】
【表１】
【００３３】表２の結果に見られるように，従来鋼では
耐応力腐食割れ特性が悪く，とくに圧延率を高くして強
度を高くするほど，耐応力腐食割れ特性が悪くなる。こ
れに対して，本発明の場合には，例えば従来鋼のＡ−２
と強度が同等もしくは高くても，耐応力腐食割れ特性は
Ａ-2より格段に優れる。しかも従来鋼のＡ-1と同等の高
強度の本発明鋼（Ｍ１-1）でも，従来鋼の低強度のもの
より耐応力腐食割れ特性が優れる。すなわち，本発明鋼
は高強度であっても耐応力腐食割れ特性が優れる。ただ
し，170kg/mm2を超える強度となると耐応力腐食割れ特
性は若干低下傾向を示した。
耐応力腐食割れ特性が悪く，とくに圧延率を高くして強
度を高くするほど，耐応力腐食割れ特性が悪くなる。こ
れに対して，本発明の場合には，例えば従来鋼のＡ−２
と強度が同等もしくは高くても，耐応力腐食割れ特性は
Ａ-2より格段に優れる。しかも従来鋼のＡ-1と同等の高
強度の本発明鋼（Ｍ１-1）でも，従来鋼の低強度のもの
より耐応力腐食割れ特性が優れる。すなわち，本発明鋼
は高強度であっても耐応力腐食割れ特性が優れる。ただ
し，170kg/mm2を超える強度となると耐応力腐食割れ特
性は若干低下傾向を示した。
【００３４】またＭo添加鋼のＭ３，Ｃu添加鋼のＭ４，
さらにはＭo,Ｃu複合添加鋼のＭ５やＭ９では, Ｍ１に
比べて優れた耐応力腐食割れ特性を示しており，これら
の元素の添加効果が認められる。
さらにはＭo,Ｃu複合添加鋼のＭ５やＭ９では, Ｍ１に
比べて優れた耐応力腐食割れ特性を示しており，これら
の元素の添加効果が認められる。
【００３５】図１は，Ｍ１-3，Ｍ５，Ｍ９の圧延材につ
いて時効処理温度を変えた場合の耐応力腐食割れ特性の
変化を調べた結果を示したものである。また，比較のた
めにＡ-1およびＡ-2の圧延材のものも示した。
いて時効処理温度を変えた場合の耐応力腐食割れ特性の
変化を調べた結果を示したものである。また，比較のた
めにＡ-1およびＡ-2の圧延材のものも示した。
【００３６】図１の結果から明らかなように，従来鋼Ａ
-1およびＡ-2では時効温度による耐応力腐食割れ特性に
大きな変化はなく，強度の低いＡ-2の方が耐応力腐食割
れ特性は若干良いもののその絶対値はいずれも低い。こ
れに対して本発明鋼では時効温度 300℃を境として, こ
れより低いところで急激に耐応力腐食割れ特性が向上す
ることがわかる。
-1およびＡ-2では時効温度による耐応力腐食割れ特性に
大きな変化はなく，強度の低いＡ-2の方が耐応力腐食割
れ特性は若干良いもののその絶対値はいずれも低い。こ
れに対して本発明鋼では時効温度 300℃を境として, こ
れより低いところで急激に耐応力腐食割れ特性が向上す
ることがわかる。
【００３７】またＭo,Ｃuの添加鋼Ｍ５の耐応力腐食割
れ特性は，Ｍ１-3よりも300 ℃より低いところで更に急
激に向上する。またＭo,Ｃu,Ｎb添加鋼Ｍ９は強度が高
いにもかかわらずＭo,Ｃu添加鋼Ｍ５と同等の耐応力腐
食割れ特性を示すことがわかる。
れ特性は，Ｍ１-3よりも300 ℃より低いところで更に急
激に向上する。またＭo,Ｃu,Ｎb添加鋼Ｍ９は強度が高
いにもかかわらずＭo,Ｃu添加鋼Ｍ５と同等の耐応力腐
食割れ特性を示すことがわかる。
【００３８】
【発明の効果】以上詳述したごとく，本発明によれば，
高強度を維持すると耐応力腐食割れ特性が低下するとい
う従来のばね用ステンレス鋼 (例えばSUS301) の欠点が
解消され，高強度を維持したまま優れた耐応力腐食割れ
特性を示すばね用ステンレス鋼が得られる。したがっ
て，一般に応力下で使用されるばね部品において，特に
腐食環境下で使用されるばね材料として有益な材料が提
供でき, この分野でのばねの耐用寿命を著しく向上させ
ることができる。
高強度を維持すると耐応力腐食割れ特性が低下するとい
う従来のばね用ステンレス鋼 (例えばSUS301) の欠点が
解消され，高強度を維持したまま優れた耐応力腐食割れ
特性を示すばね用ステンレス鋼が得られる。したがっ
て，一般に応力下で使用されるばね部品において，特に
腐食環境下で使用されるばね材料として有益な材料が提
供でき, この分野でのばねの耐用寿命を著しく向上させ
ることができる。
【００３９】そして本発明鋼は固溶状態で準安定オース
テナイト相を呈するように成分調整されているから, 焼
鈍材を冷間圧延し，時効処理するという工程で高強度と
耐応力腐食割れ特性を付与でき, 製造が容易である。加
えて, 時効処理温度も低くてよいから製造性の面でも有
利である。
テナイト相を呈するように成分調整されているから, 焼
鈍材を冷間圧延し，時効処理するという工程で高強度と
耐応力腐食割れ特性を付与でき, 製造が容易である。加
えて, 時効処理温度も低くてよいから製造性の面でも有
利である。
【図１】本発明鋼Ｍ１-3（□印), Ｍ５（◇印), Ｍ９
（△印）および従来鋼Ａ-1（○印), Ａ-2（●印）の応
力腐食試験における破断時間と時効処理温度との関係を
示す図である。
（△印）および従来鋼Ａ-1（○印), Ａ-2（●印）の応
力腐食試験における破断時間と時効処理温度との関係を
示す図である。
【図２】耐応力腐食割れ特性を評価したＵ字曲げ拘束に
よる試験片の応力付与方法を示す略断面図である。
よる試験片の応力付与方法を示す略断面図である。
【表２】
Claims (3)
- 【請求項１】 重量％において， Ｃ：0.03％以下, Ｓi：1.0％以下, Ｍn：2.5％以下, Ｎi：4.0〜10.0％， Ｃr：13.0〜20.0％， Ｎ：0.06〜0.30％， Ｓ：0.01％以下， を含有し，且つ Ｍ＝330−(480×Ｃ％)−(２×Ｓi％)−(10×Ｍn％)−(14×Ｎi％) −(5.7×Ｃr％)−(320×Ｎ％) の式に従うＭ値が30以上となるようにＣ,Ｓi,Ｍn,Ｎi,
Ｃr,Ｎ量が調整され，残部がＦeおよび不可避的不純物
からなるステンレス鋼の鋼帯または鋼板を焼鈍したう
え，圧下率が25％を越える冷間圧延を施し, ついで成形
前または後において100℃以上300℃未満の温度範囲で10
分間以上の時効処理を施すことを特徴とする耐応力腐食
割れ特性に優れた高強度ばね用ステンレス鋼の製造方
法。 - 【請求項２】 該ステンレス鋼は，Ｍo：1.0〜3.0％,
Ｃu：0.5〜３％の１種又は２種を含み，かつ Ｍ＝330−(480×Ｃ％)−(２×Ｓi％)−(10×Ｍn％)−(14×Ｎi％) −(5.7×Ｃr％)−(５×Ｍo％)−(14×Ｃu％)−(320×Ｎ％) の式に従うＭ値が30以上となるように各成分が調整され
たものである請求項１に記載の製造方法。 - 【請求項３】 該ステンレス鋼は，Ｔi,Ｎb,Ｖの１種又
は２種を0.1〜3.0％の範囲で含む請求項１または２に記
載の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10369792A JP3289947B2 (ja) | 1992-03-30 | 1992-03-30 | 温水環境で使用する耐応力腐食割れ特性に優れた高強度ばね用ステンレス鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10369792A JP3289947B2 (ja) | 1992-03-30 | 1992-03-30 | 温水環境で使用する耐応力腐食割れ特性に優れた高強度ばね用ステンレス鋼の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH05279736A true JPH05279736A (ja) | 1993-10-26 |
| JP3289947B2 JP3289947B2 (ja) | 2002-06-10 |
Family
ID=14360968
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP10369792A Expired - Fee Related JP3289947B2 (ja) | 1992-03-30 | 1992-03-30 | 温水環境で使用する耐応力腐食割れ特性に優れた高強度ばね用ステンレス鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3289947B2 (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2016047734A1 (ja) * | 2014-09-25 | 2016-03-31 | 新日鐵住金株式会社 | オーステナイト系ステンレス鋼板およびその製造方法 |
| CN107829043A (zh) * | 2017-11-06 | 2018-03-23 | 东北大学 | 一种超级双相不锈钢薄带的近终成形制备方法 |
Citations (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS51141710A (en) * | 1975-06-02 | 1976-12-06 | Nisshin Steel Co Ltd | Stainless steel for spring having good forming property after cold wor king and high hardness after aging |
| JPS5736340B2 (ja) * | 1979-02-05 | 1982-08-03 | ||
| JPS63206428A (ja) * | 1987-02-21 | 1988-08-25 | Nippon Steel Corp | バネ特性、耐応力腐食割れ特性及び振動疲労特性の優れたエンシンガスケット用ステンレス鋼板の製造方法 |
| JPS63206429A (ja) * | 1987-02-21 | 1988-08-25 | Nippon Steel Corp | 耐応力腐食割れ特性及びバネ特性の優れたエンジンガスケット用ステンレス鋼板の製造方法 |
| JPH02225646A (ja) * | 1989-02-27 | 1990-09-07 | Nisshin Steel Co Ltd | 高強度ステンレス鋼およびその鋼材とその製造方法 |
| JPH02310339A (ja) * | 1989-05-24 | 1990-12-26 | Kawasaki Steel Corp | 強度、バネ特性及び成形性に優れたマルテンサイト系ステンレス鋼 |
-
1992
- 1992-03-30 JP JP10369792A patent/JP3289947B2/ja not_active Expired - Fee Related
Patent Citations (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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|---|---|---|---|---|
| WO2016047734A1 (ja) * | 2014-09-25 | 2016-03-31 | 新日鐵住金株式会社 | オーステナイト系ステンレス鋼板およびその製造方法 |
| JP5920555B1 (ja) * | 2014-09-25 | 2016-05-18 | 新日鐵住金株式会社 | オーステナイト系ステンレス鋼板およびその製造方法 |
| KR20170057412A (ko) * | 2014-09-25 | 2017-05-24 | 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 | 오스테나이트계 스테인리스 강판 및 그것의 제조 방법 |
| CN107829043A (zh) * | 2017-11-06 | 2018-03-23 | 东北大学 | 一种超级双相不锈钢薄带的近终成形制备方法 |
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| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP3289947B2 (ja) | 2002-06-10 |
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