JPH06207250A - 靭性に優れた高強度ステンレス鋼およびその製造方法 - Google Patents
靭性に優れた高強度ステンレス鋼およびその製造方法Info
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- JPH06207250A JPH06207250A JP1685393A JP1685393A JPH06207250A JP H06207250 A JPH06207250 A JP H06207250A JP 1685393 A JP1685393 A JP 1685393A JP 1685393 A JP1685393 A JP 1685393A JP H06207250 A JPH06207250 A JP H06207250A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 耐食性と共に高強度と高靭性が同時に要求さ
れるばね材料，ＩＤブレード板，金属ガスケットなどの
ステンレス鋼素材を製造性よく得る。 【構成】 質量％において，Ｃ：０．１０％以下，Ｓ
ｉ：１．０％〜３．０％，Ｍｎ：２．０％以下，Ｎｉ：
４．０％〜９．０％，Ｃｒ：１２．０％〜１８．０％，
Ｍｏ：１．０％〜５．０％，Ｎ：０．１５％以下を含有
したうえ，場合によってはさらにＣｕ：３．５％以下を
含み，且つＣ＋Ｎ≧０．１０％の関係を満足するように
ＣとＮを含有し，残部がＦｅおよび製造上不可避的に混
入する不純物からなる靭性に優れた高強度ステンレス
鋼。
れるばね材料，ＩＤブレード板，金属ガスケットなどの
ステンレス鋼素材を製造性よく得る。 【構成】 質量％において，Ｃ：０．１０％以下，Ｓ
ｉ：１．０％〜３．０％，Ｍｎ：２．０％以下，Ｎｉ：
４．０％〜９．０％，Ｃｒ：１２．０％〜１８．０％，
Ｍｏ：１．０％〜５．０％，Ｎ：０．１５％以下を含有
したうえ，場合によってはさらにＣｕ：３．５％以下を
含み，且つＣ＋Ｎ≧０．１０％の関係を満足するように
ＣとＮを含有し，残部がＦｅおよび製造上不可避的に混
入する不純物からなる靭性に優れた高強度ステンレス
鋼。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は，耐食性と共に高い強度
および靭性が要求される部材や部品, 例えば板ばね, コ
イルばね，Ｓi単結晶ウエハー作成用のブレード板 (Ｉ
Ｄブレード)や自動車等のエンジンを構成する金属ガス
ケット等の素材に最適なステンレス鋼およびその製造方
法に関する。
および靭性が要求される部材や部品, 例えば板ばね, コ
イルばね，Ｓi単結晶ウエハー作成用のブレード板 (Ｉ
Ｄブレード)や自動車等のエンジンを構成する金属ガス
ケット等の素材に最適なステンレス鋼およびその製造方
法に関する。
【０００２】
【従来の技術】従来より，前記のような部材や部品をス
テンレス鋼で製造する場合には，マルテンサイト系ステ
ンレス鋼，加工硬化型ステンレス鋼または析出硬化型ス
テンレス鋼が使用されてきた。
テンレス鋼で製造する場合には，マルテンサイト系ステ
ンレス鋼，加工硬化型ステンレス鋼または析出硬化型ス
テンレス鋼が使用されてきた。
【０００３】マルテンサイト系ステンレス鋼は，高温の
オーステナイト状態から急冷してマルテンサイト変態さ
せることで硬化させるもので，SUS410, SUS420J2などの
鋼種がこれに相当する。これらの鋼は焼入れ−焼戻しの
調質処理により高い強度と靭性が得られる。しかし，製
品が極薄のものであれば，焼入れ処理の際に熱ひずみに
より変形するので，目的の形状のものを作成するのが困
難である。
オーステナイト状態から急冷してマルテンサイト変態さ
せることで硬化させるもので，SUS410, SUS420J2などの
鋼種がこれに相当する。これらの鋼は焼入れ−焼戻しの
調質処理により高い強度と靭性が得られる。しかし，製
品が極薄のものであれば，焼入れ処理の際に熱ひずみに
より変形するので，目的の形状のものを作成するのが困
難である。
【０００４】このため，そのような用途には加工硬化型
オーステナイト系ステンレス鋼が通常使用される。これ
らはSUS301, SUS304に代表され，溶体化処理状態でオー
ステナイト相を呈し, その後の冷間加工で加工誘起マル
テンサイトを生成させて，高強度を得ようとするもので
ある。その強度は冷間加工量やマルテンサイト量に依存
するが，冷間加工のみで強度を調節するのは非常に困難
であり, また冷間圧延率を著しく大きくすると材料の異
方性が増し, 靭性が低下する。
オーステナイト系ステンレス鋼が通常使用される。これ
らはSUS301, SUS304に代表され，溶体化処理状態でオー
ステナイト相を呈し, その後の冷間加工で加工誘起マル
テンサイトを生成させて，高強度を得ようとするもので
ある。その強度は冷間加工量やマルテンサイト量に依存
するが，冷間加工のみで強度を調節するのは非常に困難
であり, また冷間圧延率を著しく大きくすると材料の異
方性が増し, 靭性が低下する。
【０００５】析出硬化型ステンレス鋼は，析出硬化能の
高い元素を添加して時効処理により硬化させるものであ
り，Ｃuを添加したSUS630とＡlを添加したSUS631が代表
的である。
高い元素を添加して時効処理により硬化させるものであ
り，Ｃuを添加したSUS630とＡlを添加したSUS631が代表
的である。
【０００６】これらのうち，SUS630は溶体化処理後マル
テンサイト単相であり，その後時効処理により硬化させ
たものであり，引張強さはせいぜい1400N/mm2程度であ
る。
テンサイト単相であり，その後時効処理により硬化させ
たものであり，引張強さはせいぜい1400N/mm2程度であ
る。
【０００７】一方，SUS631は溶体化処理後準安定オース
テナイト相であり，冷間加工などの前処理でオーステナ
イトの一部をマルテンサイト相に変化させ，その後時効
処理することにより, 金属間化合物Ｎi3Ａlを析出させ
て硬化させるものである。すなわち，加工誘起マルテン
サイトによる硬化と時効硬化を併せて利用することによ
り高強度を得ようとするものであり，かなり高強度のも
のが得られる。例えば積極的に加工誘起マルテンサイト
相を生成させることにより，この系統のものでは引張強
さ1800N/mm2まで強度を上昇させることが可能である。
テナイト相であり，冷間加工などの前処理でオーステナ
イトの一部をマルテンサイト相に変化させ，その後時効
処理することにより, 金属間化合物Ｎi3Ａlを析出させ
て硬化させるものである。すなわち，加工誘起マルテン
サイトによる硬化と時効硬化を併せて利用することによ
り高強度を得ようとするものであり，かなり高強度のも
のが得られる。例えば積極的に加工誘起マルテンサイト
相を生成させることにより，この系統のものでは引張強
さ1800N/mm2まで強度を上昇させることが可能である。
【０００８】かような時効処理による強度上昇を利用し
て上記の鋼種よりもさらに高強度のステンレス鋼も開発
されている。例えば特開昭61-295356号公報や特開平4-2
02643号公報には，ＣuとＳiを複合添加した準安定オー
ステナイト系に適度の冷間加工を施して加工誘起マルテ
ンサイトとオーステナイト相の２相組織とし，その後の
時効処理で引張強さ2000N/mm2, ビッカース硬さ580を得
たステンレス鋼が記載されている。しかし，これらの鋼
は最適な時効温度範囲は非常に狭いので, 製造性の観点
からみると，この程度の強度レベルを安定して得ようと
するのは非常に困難である。
て上記の鋼種よりもさらに高強度のステンレス鋼も開発
されている。例えば特開昭61-295356号公報や特開平4-2
02643号公報には，ＣuとＳiを複合添加した準安定オー
ステナイト系に適度の冷間加工を施して加工誘起マルテ
ンサイトとオーステナイト相の２相組織とし，その後の
時効処理で引張強さ2000N/mm2, ビッカース硬さ580を得
たステンレス鋼が記載されている。しかし，これらの鋼
は最適な時効温度範囲は非常に狭いので, 製造性の観点
からみると，この程度の強度レベルを安定して得ようと
するのは非常に困難である。
【０００９】
【発明が解決しようとする課題】オーステナイト系ステ
ンレス鋼で加工硬化と時効硬化を利用して強度上昇を試
みる場合, 時効前の組織としては加工歪を多く内蔵して
おかないと時効析出物の微細析出が期待できない。その
ために，冷間圧延率を高くすることが必要となるが，冷
間圧延率を高くすると靭性が著しく阻害されるという問
題がある。また製品が極薄材であればさらにその形状も
損なわれるという問題も付随し，さらに所定の時効温度
からずれることによる強度低下も問題になる。
ンレス鋼で加工硬化と時効硬化を利用して強度上昇を試
みる場合, 時効前の組織としては加工歪を多く内蔵して
おかないと時効析出物の微細析出が期待できない。その
ために，冷間圧延率を高くすることが必要となるが，冷
間圧延率を高くすると靭性が著しく阻害されるという問
題がある。また製品が極薄材であればさらにその形状も
損なわれるという問題も付随し，さらに所定の時効温度
からずれることによる強度低下も問題になる。
【００１０】この強加工冷延による靭性低下をできるだ
け除去するためには，なるべく高温での時効が望まし
く，高温時効でも硬度低下が少ない材料，つまり焼戻し
抵抗の高い材料ができれば，高強度と高靭性が同時に要
求されるばね材料，ＩＤブレード板，金属ガスケットな
どの素材として最適である。本発明はこの使用用途を満
足するステンレス鋼の開発を目的としたものである。
け除去するためには，なるべく高温での時効が望まし
く，高温時効でも硬度低下が少ない材料，つまり焼戻し
抵抗の高い材料ができれば，高強度と高靭性が同時に要
求されるばね材料，ＩＤブレード板，金属ガスケットな
どの素材として最適である。本発明はこの使用用途を満
足するステンレス鋼の開発を目的としたものである。
【００１１】
【課題を解決するための手段】本発明によれば，質量％
において，Ｃ：0.10％以下, Ｓi：1.0％〜3.0％, Ｍn：
2.0％以下, Ｎi：4.0％〜9.0％, Ｃr：12.0％〜18.0％,
Ｃu：1.0％〜3.5％,Ｍo：1.0％〜5.0％, Ｎ：0.15％以
下を含有したうえ，場合によってはさらにＣu：1.0％〜
3.5％を含み，且つＣ＋Ｎ≧0.10％の関係を満足するよ
うにＣとＮを含有し，残部がＦeおよび製造上不可避的
に混入する不純物からなる靭性に優れた高強度ステンレ
ス鋼を提供する。
において，Ｃ：0.10％以下, Ｓi：1.0％〜3.0％, Ｍn：
2.0％以下, Ｎi：4.0％〜9.0％, Ｃr：12.0％〜18.0％,
Ｃu：1.0％〜3.5％,Ｍo：1.0％〜5.0％, Ｎ：0.15％以
下を含有したうえ，場合によってはさらにＣu：1.0％〜
3.5％を含み，且つＣ＋Ｎ≧0.10％の関係を満足するよ
うにＣとＮを含有し，残部がＦeおよび製造上不可避的
に混入する不純物からなる靭性に優れた高強度ステンレ
ス鋼を提供する。
【００１２】そして本発明に従えば，前記範囲の化学成
分値を有し溶体化処理状態で準安定なオーステナイト相
を呈するステンレス鋼を，30〜80％の加工誘起マルテン
サイトが生成するのに十分な冷間加工率で冷間加工を施
す工程と，次いで300〜650℃で0.5〜５分の短時間時効
処理を施す工程とからなる引張強さ1800N/mm2以上で且
つ靭性に優れた高強度ステンレス鋼の製造方法を提供す
る。
分値を有し溶体化処理状態で準安定なオーステナイト相
を呈するステンレス鋼を，30〜80％の加工誘起マルテン
サイトが生成するのに十分な冷間加工率で冷間加工を施
す工程と，次いで300〜650℃で0.5〜５分の短時間時効
処理を施す工程とからなる引張強さ1800N/mm2以上で且
つ靭性に優れた高強度ステンレス鋼の製造方法を提供す
る。
【００１３】
【作用】溶体化処理状態で準安定オーステナイト相を呈
するステンレス鋼において，冷間加工（以下，冷間圧延
で説明する）によって加工誘起マルテンサイトを生成さ
せ，さらに時効処理により析出硬化を図る場合，冷間圧
延で導入される歪は，時効処理の初期には析出物の核形
成サイトになり，微細析出による強度上昇に有効に作用
する。
するステンレス鋼において，冷間加工（以下，冷間圧延
で説明する）によって加工誘起マルテンサイトを生成さ
せ，さらに時効処理により析出硬化を図る場合，冷間圧
延で導入される歪は，時効処理の初期には析出物の核形
成サイトになり，微細析出による強度上昇に有効に作用
する。
【００１４】しかし，過度の歪は最終的には強度上昇に
は寄与するものの，それに伴う靭性低下が問題となる。
本発明は，鋼の成分設計の点からこの問題を解決しよう
としたものであり，高強度化に伴う靭性低下をできるだ
け防止するために，冷延加工で導入された圧延歪（靭性
を阻害する過度の歪）が次工程の時効処理で低減できる
ようにしたものである。
は寄与するものの，それに伴う靭性低下が問題となる。
本発明は，鋼の成分設計の点からこの問題を解決しよう
としたものであり，高強度化に伴う靭性低下をできるだ
け防止するために，冷延加工で導入された圧延歪（靭性
を阻害する過度の歪）が次工程の時効処理で低減できる
ようにしたものである。
【００１５】本発明鋼において，時効による主要な硬化
元素はＳi,Ｃu,Ｃ,Ｎである。Ｓi,Ｃuは圧延時に導入さ
れた歪（転位）を固着し, またＣとＮは析出物として硬
化に寄与する。この圧延による歪は時効温度を上げれば
減少するが，この変化は温度上昇に対して非常に敏感で
ある。
元素はＳi,Ｃu,Ｃ,Ｎである。Ｓi,Ｃuは圧延時に導入さ
れた歪（転位）を固着し, またＣとＮは析出物として硬
化に寄与する。この圧延による歪は時効温度を上げれば
減少するが，この変化は温度上昇に対して非常に敏感で
ある。
【００１６】本発明者らは，Ｍoを添加すると高い温度
域でＭo系析出物が生成し，この温度域で過時効となる
Ｍo系以外の析出物による強度低下を打ち消し，高い強
度を発現できることを見い出した。またＭo原子は拡散
速度が遅いので，Ｍo系析出物が生成する500〜600℃の
温度域において組織の回復 (転位の消失) を抑制する作
用(ドラッグ効果) がある。
域でＭo系析出物が生成し，この温度域で過時効となる
Ｍo系以外の析出物による強度低下を打ち消し，高い強
度を発現できることを見い出した。またＭo原子は拡散
速度が遅いので，Ｍo系析出物が生成する500〜600℃の
温度域において組織の回復 (転位の消失) を抑制する作
用(ドラッグ効果) がある。
【００１７】このようなことから本発明鋼の場合には，
高温で時効処理しても加工硬化による強度への寄与は従
来の低温時効の場合と同程度に保つことができる。加え
て,高温で時効処理が可能となったので靭性の向上に有
利に作用し，また時効処理温度の許容範囲が拡大し製造
性（強度の時効温度依存性が少ないので，例えば炉温コ
ントロールを比較的ラフにでき, 処理時間も短くなる)
の点でも有利に作用する。
高温で時効処理しても加工硬化による強度への寄与は従
来の低温時効の場合と同程度に保つことができる。加え
て,高温で時効処理が可能となったので靭性の向上に有
利に作用し，また時効処理温度の許容範囲が拡大し製造
性（強度の時効温度依存性が少ないので，例えば炉温コ
ントロールを比較的ラフにでき, 処理時間も短くなる)
の点でも有利に作用する。
【００１８】本発明鋼における各成分の作用並びにその
含有量範囲の限定理由を概説すると次のとおりである。
含有量範囲の限定理由を概説すると次のとおりである。
【００１９】Ｃはオーステナイト形成元素であり，高温
で生成するδフエライトの抑制, 冷間加工で誘発された
マルテンサイト相の強化に極めて有効に作用するが，本
発明鋼はＳi量が高いのでＣの固溶限が低下している。
このため，Ｃを高くすると，粒界にＣr炭化物が析出
し，耐粒界腐食や靭性低下の原因となる。このような理
由からＣは0.10％以下とした。
で生成するδフエライトの抑制, 冷間加工で誘発された
マルテンサイト相の強化に極めて有効に作用するが，本
発明鋼はＳi量が高いのでＣの固溶限が低下している。
このため，Ｃを高くすると，粒界にＣr炭化物が析出
し，耐粒界腐食や靭性低下の原因となる。このような理
由からＣは0.10％以下とした。
【００２０】Ｓiは通常は製鋼時の脱酸のために使用す
るが，この目的のために添加する場合は，加工硬化型ス
テンレス鋼のSUS301や304に見られるごとく一般には1.0
％以下である。しかし本発明鋼の場合はＳiをこれより
高くしている。これにより冷間加工の際のマルテンサイ
ト相の生成を著しく促進させると同時に，この加工で誘
起されたマルテンサイト相を歪時効により硬くする作用
を供し，加えて残部オーステナイト相にも固溶してこれ
を硬化させる作用を供する。このため，冷間加工後の強
度を大きくする作用を果たす。
るが，この目的のために添加する場合は，加工硬化型ス
テンレス鋼のSUS301や304に見られるごとく一般には1.0
％以下である。しかし本発明鋼の場合はＳiをこれより
高くしている。これにより冷間加工の際のマルテンサイ
ト相の生成を著しく促進させると同時に，この加工で誘
起されたマルテンサイト相を歪時効により硬くする作用
を供し，加えて残部オーステナイト相にも固溶してこれ
を硬化させる作用を供する。このため，冷間加工後の強
度を大きくする作用を果たす。
【００２１】さらに，時効処理においてはＳiはＣuとの
相互作用により時効硬化能を促進する。このようにＳi
は本発明鋼において種々の作用効果を奏するが，その効
果は従来鋼のごとく1.0％以下では小さく, 3.0％を越え
ると高温割れを誘発しやすくなり, 製造上にも種々の問
題も生じる。このため含有量範囲を1.0％を越え3.0％以
下とした。
相互作用により時効硬化能を促進する。このようにＳi
は本発明鋼において種々の作用効果を奏するが，その効
果は従来鋼のごとく1.0％以下では小さく, 3.0％を越え
ると高温割れを誘発しやすくなり, 製造上にも種々の問
題も生じる。このため含有量範囲を1.0％を越え3.0％以
下とした。
【００２２】Ｍnはオーステナイト相の安定度を支配す
る元素で，その活用は他の元素とのバランスのもとに行
なうものであるが，本発明鋼ではこの含有量が高いと延
性を低下させ，使用上種々の問題が生じる。このため2.
0％以下とした。
る元素で，その活用は他の元素とのバランスのもとに行
なうものであるが，本発明鋼ではこの含有量が高いと延
性を低下させ，使用上種々の問題が生じる。このため2.
0％以下とした。
【００２３】Ｎiは高温および室温でオーステナイト相
を得るために必須の元素であるが，本発明鋼の場合には
室温で準安定オーステナイト相にして，冷間加工でマル
テンサイト相を誘起させなければならない。本発明鋼で
4.0％より低くすると, 高温で多量のδフエライト相が
生成し，かつ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。
他方9.0％を越えると冷間加工でマルテンサイト相が誘
起されにくくなるので，4.0〜9.0％の範囲とする。
を得るために必須の元素であるが，本発明鋼の場合には
室温で準安定オーステナイト相にして，冷間加工でマル
テンサイト相を誘起させなければならない。本発明鋼で
4.0％より低くすると, 高温で多量のδフエライト相が
生成し，かつ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。
他方9.0％を越えると冷間加工でマルテンサイト相が誘
起されにくくなるので，4.0〜9.0％の範囲とする。
【００２４】Ｃrは耐食性上必須の成分である。意図す
る耐食性を付与するのには少なくとも12.0％のＣrを必
要とする。しかしＣrはフエライト形成元素でもあるの
で，高くしすぎると高温でδフエライト相が多量に生成
してしまう。そこでδフエライト相抑制のためにオース
テナイト形成元素 (Ｃ,Ｎ,Ｎi,Ｍn,Ｃuなど）を添加し
なければならなくなるが，これら元素の過度の添加は室
温でのオーステナイトの安定化をもたらし, 冷間加工に
よる加工誘起マルテンサイト相が形成されず, 時効処理
後に高強度を得ることが不可能になる。このためＣrの
上限は18.0％とした。
る耐食性を付与するのには少なくとも12.0％のＣrを必
要とする。しかしＣrはフエライト形成元素でもあるの
で，高くしすぎると高温でδフエライト相が多量に生成
してしまう。そこでδフエライト相抑制のためにオース
テナイト形成元素 (Ｃ,Ｎ,Ｎi,Ｍn,Ｃuなど）を添加し
なければならなくなるが，これら元素の過度の添加は室
温でのオーステナイトの安定化をもたらし, 冷間加工に
よる加工誘起マルテンサイト相が形成されず, 時効処理
後に高強度を得ることが不可能になる。このためＣrの
上限は18.0％とした。
【００２５】Ｃuは時効処理の際, 前述のごとくＳiとの
相互作用により鋼を硬化させるが，その含有量が少ない
とその効果は小さく, 逆に過剰の添加は熱間加工性を劣
化させ割れ発生の原因となるので1.0〜3.5％とした。
相互作用により鋼を硬化させるが，その含有量が少ない
とその効果は小さく, 逆に過剰の添加は熱間加工性を劣
化させ割れ発生の原因となるので1.0〜3.5％とした。
【００２６】Ｍoは耐食性を向上させ，時効処理にとも
なう冷間加工時の歪の解放を抑制するのに非常に有効に
作用し，さらに時効処理で強度に寄与する析出物を生成
させる。このためには少なくとも1.0 ％のＭoを必要と
する。しかし多量の添加は高温でのδフエライト形成を
もたらすので上限を５％とした。
なう冷間加工時の歪の解放を抑制するのに非常に有効に
作用し，さらに時効処理で強度に寄与する析出物を生成
させる。このためには少なくとも1.0 ％のＭoを必要と
する。しかし多量の添加は高温でのδフエライト形成を
もたらすので上限を５％とした。
【００２７】Ｍoの作用は先述のとおりであるが，要約
すると次の二点である。 (1) 500〜600℃の高い温度域でＭo系の析出物が生成す
る。従ってこの温度域で過時効となるＭo系以外の析出
物による強度低下を打ち消す。(2) Ｍo原子は拡散速度
が遅く特にＭo系析出物が生成する500〜600℃の温度域
において組織の回復 (転位消失) を抑制する作用 (ドラ
ッグ効果) がある。このため，従来より高温で時効処理
を行っても加工硬化による強度への寄与は従来と同程度
に保つことができる。
すると次の二点である。 (1) 500〜600℃の高い温度域でＭo系の析出物が生成す
る。従ってこの温度域で過時効となるＭo系以外の析出
物による強度低下を打ち消す。(2) Ｍo原子は拡散速度
が遅く特にＭo系析出物が生成する500〜600℃の温度域
において組織の回復 (転位消失) を抑制する作用 (ドラ
ッグ効果) がある。このため，従来より高温で時効処理
を行っても加工硬化による強度への寄与は従来と同程度
に保つことができる。
【００２８】この(1)と(2)の作用により，時効処理温度
の許容範囲が拡大し製造が容易になり，また高温での時
効処理が可能となるため靭性が向上する。
の許容範囲が拡大し製造が容易になり，また高温での時
効処理が可能となるため靭性が向上する。
【００２９】Ｎはオーステナイト形成元素であるととも
に，オーステナイト相およびマルテンサイト相を硬化さ
せるのに極めて有効な元素であるが，多量の添加は鋳造
時のブローホールの原因となるので0.15％以下とした。
に，オーステナイト相およびマルテンサイト相を硬化さ
せるのに極めて有効な元素であるが，多量の添加は鋳造
時のブローホールの原因となるので0.15％以下とした。
【００３０】ＣとＮはほぼ同様な作用を果たすが, 本発
明鋼の場合にはオーステナイト相およびマルテンサイト
相を意図する程度に硬化させるためには，Ｎ＋Ｃの合計
量で0.10％以上を必要とする。
明鋼の場合にはオーステナイト相およびマルテンサイト
相を意図する程度に硬化させるためには，Ｎ＋Ｃの合計
量で0.10％以上を必要とする。
【００３１】本発明鋼の製造にあたっては，溶製後, 熱
間圧延あるいはさらに冷間圧延を行った後, 溶体化処理
により組織を準安定オーステナイト相に調整する。
間圧延あるいはさらに冷間圧延を行った後, 溶体化処理
により組織を準安定オーステナイト相に調整する。
【００３２】溶体化処理後冷間圧延を施す。このときに
導入される加工歪により，準安定オーステナイト相の一
部はマルテンサイト相に変態する。時効処理後に高強度
を得るには，この段階である程度のマルテンサイト量を
生成させておくことが必要である。時効材の強度は，冷
間加工率が大きいほど高くなる反面，靭性低下は著しく
なる。従って，要求される強度，靭性のバランスを考慮
して，加工誘起マルテンサイト量を30〜80％ (体積％)
の範囲に設定することが望ましい。
導入される加工歪により，準安定オーステナイト相の一
部はマルテンサイト相に変態する。時効処理後に高強度
を得るには，この段階である程度のマルテンサイト量を
生成させておくことが必要である。時効材の強度は，冷
間加工率が大きいほど高くなる反面，靭性低下は著しく
なる。従って，要求される強度，靭性のバランスを考慮
して，加工誘起マルテンサイト量を30〜80％ (体積％)
の範囲に設定することが望ましい。
【００３３】すなわち, 材料自体の強度を高くする時効
時のＳiによる歪時効を促進するために，加工誘起マル
テンサイトは30％以上必要である。しかし靭性の面から
は残留 (未変態) オーステナイトも必要であり, 加工誘
起マルテンサイトは80％以下に抑える必要がある。
時のＳiによる歪時効を促進するために，加工誘起マル
テンサイトは30％以上必要である。しかし靭性の面から
は残留 (未変態) オーステナイトも必要であり, 加工誘
起マルテンサイトは80％以下に抑える必要がある。
【００３４】冷間圧延後に行なう時効処理では，冷延鋼
帯を熱処理炉に連続的に通板することを考慮し，300〜6
50℃の温度範囲で0.5〜５分の短時間時効処理を行なう
のがよい。300℃未満では時効による強度上昇が十分現
れず, また650℃を越えて加熱すると加工誘起マルテン
サイト相の一部がオーステナイト相に逆変態し，強度低
下をもたらす。均熱時間については, 0.5分以下では十
分な時効効果が期待できず，また製造性を考慮した場合
均熱に５分以上要するのは不都合であることから 0.5〜
５分の範囲が望ましい。
帯を熱処理炉に連続的に通板することを考慮し，300〜6
50℃の温度範囲で0.5〜５分の短時間時効処理を行なう
のがよい。300℃未満では時効による強度上昇が十分現
れず, また650℃を越えて加熱すると加工誘起マルテン
サイト相の一部がオーステナイト相に逆変態し，強度低
下をもたらす。均熱時間については, 0.5分以下では十
分な時効効果が期待できず，また製造性を考慮した場合
均熱に５分以上要するのは不都合であることから 0.5〜
５分の範囲が望ましい。
【００３５】以下, 実施例を挙げて本発明の効果を具体
的に示す。
的に示す。
【００３６】
【実施例】表１に供試材の化学成分値（質量％）を示し
た。表中のＭ１からＭ６は本発明鋼，ａからｃは比較鋼
である。いずれの鋼も真空溶解炉にて溶製し，鍛造，熱
延により4.0mm厚の熱延鋼帯とした。この熱延材を1050
℃で１分間保持の溶体化処理を施したのち，水冷処理を
行った。
た。表中のＭ１からＭ６は本発明鋼，ａからｃは比較鋼
である。いずれの鋼も真空溶解炉にて溶製し，鍛造，熱
延により4.0mm厚の熱延鋼帯とした。この熱延材を1050
℃で１分間保持の溶体化処理を施したのち，水冷処理を
行った。
【００３７】得られた各溶体化処理材を表２に示した冷
間圧延率で冷間圧延した。これにより，表示の加工誘起
マルテンサイト量（体積％）が生成した。また表２に各
冷延材のビッカース硬さを示した。
間圧延率で冷間圧延した。これにより，表示の加工誘起
マルテンサイト量（体積％）が生成した。また表２に各
冷延材のビッカース硬さを示した。
【００３８】各冷延材を600 ℃で１分間の時効処理に供
した。得られた時効材の硬度，引張強さおよび切欠強さ
を表２に併記した。なお，切欠強さは，図３に示す試験
片を用いて引張試験を行い，破断荷重を試験片のノッチ
部分の初期断面積で割った値である。この値はクラック
伝播に必要な応力を意味しており，この値が高いほど靭
性に優れる。
した。得られた時効材の硬度，引張強さおよび切欠強さ
を表２に併記した。なお，切欠強さは，図３に示す試験
片を用いて引張試験を行い，破断荷重を試験片のノッチ
部分の初期断面積で割った値である。この値はクラック
伝播に必要な応力を意味しており，この値が高いほど靭
性に優れる。
【００３９】
【表１】
【００４０】
【表２】
【００４１】また，各冷延材を時効処理温度を変えて１
分間の時効処理し，時効温度による硬さ変化を調べた。
その結果を図１に示した。図１は代表例として発明鋼Ｍ
２，Ｍ５および比較鋼ｃのものを示しているが，いずれ
も500℃付近で硬度のピークを示している。500℃より高
温になると比較鋼においては急激な硬度低下が見られる
のに対し, 本発明鋼ではその現象が抑制されている。
分間の時効処理し，時効温度による硬さ変化を調べた。
その結果を図１に示した。図１は代表例として発明鋼Ｍ
２，Ｍ５および比較鋼ｃのものを示しているが，いずれ
も500℃付近で硬度のピークを示している。500℃より高
温になると比較鋼においては急激な硬度低下が見られる
のに対し, 本発明鋼ではその現象が抑制されている。
【００４２】この傾向が顕著に現れている 600℃ (×１
分) の時効に注目し，その温度の時効材の硬度と時効処
理前の冷延材の硬度との硬度変化ΔＨＶ（時効材の硬度
−冷延材の硬度）をＭo量で整理したのが図２である。
分) の時効に注目し，その温度の時効材の硬度と時効処
理前の冷延材の硬度との硬度変化ΔＨＶ（時効材の硬度
−冷延材の硬度）をＭo量で整理したのが図２である。
【００４３】図２に見られるように，Ｍo添加量が増大
するにつれて，硬度変化ΔＨＶが顕著に上昇している。
すなわち，高温での時効によってＭo系析出物による析
出硬化が起きている。このことは, 加工硬化と析出硬化
を利用したこれまでの鋼では高温で時効処理した場合に
生ずる硬度の低下傾向（図１の比較例参照）が, 本発明
鋼の場合には高温時効時に生成するＭo系析出物による
析出硬化によって抑制されたことを示している。かよう
なＭoの作用効果は，Ｍo量が１％以上で顕著になり，４
％程度まではその含有量に応じて強く現れる。
するにつれて，硬度変化ΔＨＶが顕著に上昇している。
すなわち，高温での時効によってＭo系析出物による析
出硬化が起きている。このことは, 加工硬化と析出硬化
を利用したこれまでの鋼では高温で時効処理した場合に
生ずる硬度の低下傾向（図１の比較例参照）が, 本発明
鋼の場合には高温時効時に生成するＭo系析出物による
析出硬化によって抑制されたことを示している。かよう
なＭoの作用効果は，Ｍo量が１％以上で顕著になり，４
％程度まではその含有量に応じて強く現れる。
【００４４】その結果，表２に見られるように，Ｍoを
含有する本発明鋼の時効材は比較鋼のそれよりも高い硬
度と引張強さを堅持している。さらに特筆すべきこと
は，これだけの高強度レベルでも切欠強さが引張強さの
値を上回っており，靭性が優れている。すなわち，高温
での短時間の時効処理により，高靭性と高強度を同時に
兼備するステンレス鋼が得られた。
含有する本発明鋼の時効材は比較鋼のそれよりも高い硬
度と引張強さを堅持している。さらに特筆すべきこと
は，これだけの高強度レベルでも切欠強さが引張強さの
値を上回っており，靭性が優れている。すなわち，高温
での短時間の時効処理により，高靭性と高強度を同時に
兼備するステンレス鋼が得られた。
【００４５】
【発明の効果】以上説明したように，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
鋼に比べてより高強度を実現しているのみならず，靭性
も高いという特性を有するから，耐食性と共に高い強度
と靭性が同時に要求される板ばね，コイルばね，Ｓi単
結晶ウエハー作成用のブレード板，自動車等のエンジン
を構成する金属ガスケット等の素材用として用途の拡大
ができる。
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
鋼に比べてより高強度を実現しているのみならず，靭性
も高いという特性を有するから，耐食性と共に高い強度
と靭性が同時に要求される板ばね，コイルばね，Ｓi単
結晶ウエハー作成用のブレード板，自動車等のエンジン
を構成する金属ガスケット等の素材用として用途の拡大
ができる。
【００４６】そして，本発明のステンレス鋼は強度−短
時間時効処理特性に優れ，特にＭo添加により高強度化
に最適な時効温度範囲が広がったので製造上非常に有利
である。
時間時効処理特性に優れ，特にＭo添加により高強度化
に最適な時効温度範囲が広がったので製造上非常に有利
である。
【図１】時効処理温度どビッカース硬度の関係を示す図
である。
である。
【図２】600℃ (×１分) の時効材と時効処理前の冷延
材の硬度差ΔＨＶ（時効材の硬度−冷延材の硬度）に及
ぼすＭo量の影響を示す図である。
材の硬度差ΔＨＶ（時効材の硬度−冷延材の硬度）に及
ぼすＭo量の影響を示す図である。
【図３】切欠引張り強さを測定するのに用いた試験片の
形状寸法を示した図である。
形状寸法を示した図である。
─────────────────────────────────────────────────────
【手続補正書】
【提出日】平成５年１１月１２日
【手続補正１】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】請求項２
【補正方法】変更
【補正内容】
【手続補正２】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】請求項４
【補正方法】変更
【補正内容】
【手続補正３】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００１１
【補正方法】変更
【補正内容】
【００１１】
【課題を解決するための手段】本発明によれば，質量％
において，Ｃ：０．１０％以下，Ｓｉ：１．０％〜３．
０％，Ｍｎ：２．０％以下，Ｎｉ：４．０％〜９．０
％，Ｃｒ：１２．０％〜１８．０％，Ｍｏ：１．０％〜
５．０％，Ｎ：０．１５％以下を含有したうえ，場合に
よってはさらにＣｕ：３．５％以下を含み，且つＣ＋Ｎ
≧０．１０％の関係を満足するようにＣとＮを含有し，
残部がＦｅおよび製造上不可避的に混入する不純物から
なる靭性に優れた高強度ステンレス鋼を提供する。
において，Ｃ：０．１０％以下，Ｓｉ：１．０％〜３．
０％，Ｍｎ：２．０％以下，Ｎｉ：４．０％〜９．０
％，Ｃｒ：１２．０％〜１８．０％，Ｍｏ：１．０％〜
５．０％，Ｎ：０．１５％以下を含有したうえ，場合に
よってはさらにＣｕ：３．５％以下を含み，且つＣ＋Ｎ
≧０．１０％の関係を満足するようにＣとＮを含有し，
残部がＦｅおよび製造上不可避的に混入する不純物から
なる靭性に優れた高強度ステンレス鋼を提供する。
【手続補正４】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００２５
【補正方法】変更
【補正内容】
【００２５】Ｃｕは時効処理の際，前述のごとくＳｉと
の相互作用により鋼を硬化させる作用がある。しかし，
過剰の添加は熱間加工性を劣化させ割れ発生の原因とな
るので３．５％以下とする。
の相互作用により鋼を硬化させる作用がある。しかし，
過剰の添加は熱間加工性を劣化させ割れ発生の原因とな
るので３．５％以下とする。
Claims (4)
- 【請求項１】 質量％において，Ｃ：0.10％以下,Ｓi：
1.0％〜3.0％,Ｍn：2.0％以下,Ｎi：4.0％〜9.0％,Ｃ
r：12.0％〜18.0％,Ｍo：1.0％〜5.0％,Ｎ：0.15％以下
を含み，かつＣ＋Ｎ≧0.10％の関係を満足するようにＣ
とＮを含有し，残部がＦeおよび製造上不可避的に混入
する不純物からなる靭性に優れた高強度ステンレス鋼。 - 【請求項２】 質量％において，Ｃ：0.10％以下,Ｓi：
1.0％〜3.0％,Ｍn：2.0％以下,Ｎi：4.0％〜9.0％,Ｃ
r：12.0％〜18.0％,Ｃu：1.0％〜3.5％,Ｍo：1.0％〜5.
0％,Ｎ：0.15％以下を含み，かつＣ＋Ｎ≧0.10％の関係
を満足するようにＣとＮを含有し，残部がＦeおよび製
造上不可避的に混入する不純物からなる靭性に優れた高
強度ステンレス鋼。 - 【請求項３】 質量％において，Ｃ：0.10％以下, Ｓ
i：1.0％〜3.0％, Ｍn：2.0％以下, Ｎi：4.0％〜9.0
％, Ｃr：12.0％〜18.0％, Ｍo：1.0％〜5.0％,Ｎ：0.1
5％以下を含み，かつＣ＋Ｎ≧0.10％の関係を満足する
ようにＣとＮを含有し，残部がＦeおよび製造上不可避
的に混入する不純物からなるステンレス鋼であって，溶
体化処理状態で準安定なオーステナイト相を呈するステ
ンレス鋼を30〜80％の加工誘起マルテンサイトが生成す
るのに十分な冷間加工率で冷間加工を施し, 次いで300
〜650℃で0.5〜５分の短時間時効処理を施すことからな
る引張強さ1800N/mm2以上で且つ靭性に優れた高強度ス
テンレス鋼の製造方法。 - 【請求項４】 質量％において，Ｃ：0.10％以下, Ｓ
i：1.0％〜3.0％, Ｍn：2.0％以下, Ｎi：4.0％〜9.0
％, Ｃr：12.0％〜18.0％, Ｃu：1.0％〜3.5％,Ｍo：1.
0％〜5.0％, Ｎ：0.15％以下を含み，かつＣ＋Ｎ≧0.10
％の関係を満足するようにＣとＮを含有し，残部がＦe
および製造上不可避的に混入する不純物からなるステン
レス鋼であって，溶体化処理状態で準安定なオーステナ
イト相を呈するステンレス鋼を，30〜80％の加工誘起マ
ルテンサイトが生成するのに十分な冷間加工率で冷間加
工を施し, 次いで300〜650℃で0.5〜５分の短時間時効
処理を施すことからなる引張強さ1800N/mm2以上で且つ
靭性に優れた高強度ステンレス鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP01685393A JP3503959B2 (ja) | 1993-01-08 | 1993-01-08 | 靭性に優れた高強度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 |
|---|---|---|---|
| JP01685393A JP3503959B2 (ja) | 1993-01-08 | 1993-01-08 | 靭性に優れた高強度ステンレス鋼およびその製造方法 |
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| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2001086116A Division JP2001294994A (ja) | 2001-03-23 | 2001-03-23 | 靱性に優れた高強度ステンレス鋼とその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH06207250A true JPH06207250A (ja) | 1994-07-26 |
| JP3503959B2 JP3503959B2 (ja) | 2004-03-08 |
Family
ID=11927779
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| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP01685393A Expired - Fee Related JP3503959B2 (ja) | 1993-01-08 | 1993-01-08 | 靭性に優れた高強度ステンレス鋼およびその製造方法 |
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| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3503959B2 (ja) |
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH08134595A (ja) * | 1994-11-11 | 1996-05-28 | Nippon Steel Corp | 耐応力腐食割れ特性に優れた高強度ステンレス鋼板 |
| US6440236B1 (en) | 1999-11-05 | 2002-08-27 | Nisshin Steel Co., Ltd. | Ultra-high strength metastable austenitic stainless steel containing Ti and a method of producing the same |
| EP1394280A1 (en) * | 2001-04-27 | 2004-03-03 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | Metal gasket and its law material and methods for production of them |
| CN1328395C (zh) * | 2003-12-12 | 2007-07-25 | 中国科学院金属研究所 | 一种无钴高强高韧马氏体时效钢加工方法 |
| CN106011678A (zh) * | 2016-06-17 | 2016-10-12 | 浙江大学 | 一种高强高韧不锈钢及其加工方法 |
| KR20230074779A (ko) | 2021-02-24 | 2023-05-31 | 닛테츠 스테인레스 가부시키가이샤 | 오스테나이트계 스테인리스 강재 및 그 제조 방법, 그리고 판 스프링 |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN106167849B (zh) * | 2016-06-17 | 2018-05-04 | 浙江大学 | 一种高强高韧全奥氏体不锈钢的加工方法 |
-
1993
- 1993-01-08 JP JP01685393A patent/JP3503959B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH08134595A (ja) * | 1994-11-11 | 1996-05-28 | Nippon Steel Corp | 耐応力腐食割れ特性に優れた高強度ステンレス鋼板 |
| US6440236B1 (en) | 1999-11-05 | 2002-08-27 | Nisshin Steel Co., Ltd. | Ultra-high strength metastable austenitic stainless steel containing Ti and a method of producing the same |
| EP1394280A1 (en) * | 2001-04-27 | 2004-03-03 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | Metal gasket and its law material and methods for production of them |
| EP1394280A4 (en) * | 2001-04-27 | 2004-07-14 | Sumitomo Metal Ind | METAL TRIM, RAW MATERIAL AND METHODS OF PRODUCING |
| CN1328395C (zh) * | 2003-12-12 | 2007-07-25 | 中国科学院金属研究所 | 一种无钴高强高韧马氏体时效钢加工方法 |
| CN106011678A (zh) * | 2016-06-17 | 2016-10-12 | 浙江大学 | 一种高强高韧不锈钢及其加工方法 |
| JP2018538438A (ja) * | 2016-06-17 | 2018-12-27 | 浙江大学Ｚｈｅｊｉａｎｇ Ｕｎｉｖｅｒｓｉｔｙ | 高強度かつ高靭性のステンレススチールおよびその加工方法 |
| KR20230074779A (ko) | 2021-02-24 | 2023-05-31 | 닛테츠 스테인레스 가부시키가이샤 | 오스테나이트계 스테인리스 강재 및 그 제조 방법, 그리고 판 스프링 |
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| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP3503959B2 (ja) | 2004-03-08 |
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