JPS5844736B2 - 製造性と冷間加工後の成形加工性に優れ、時効処理後の疲労特性に優れたばね用ステンレス鋼 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】 この発明は製造性、冷間加工後の成形加工性に優れ、時
効処理後の疲労特性に優れたばね用ステンレス鋼に関す
るものである。

通信機器、電子機器などの各種スイッチその他家庭電気
製品のコードリールや自動車シートベルト用リトラクタ
−のぜんまいばね、さらには圧力弁頻用のばねなど、繰
り返し変形を受ける部分に、高力でへたりに対して強く
、耐食性にも優れた廉価なステンレス鋼が、洋白、りん
青銅などの銅合金や５Ｋ−５などの高炭素鋼にかわって
用いられるようになってきた。

従来よりこの種の用途に向けられているステンレス鋼と
しては、高力を要することから次の２種が専ら用いられ
ている。

（１）ＳＵＳ ３０１に代表される準安定オーステナ
イトステンレス鋼。

（２）１７−７ＰＨ鋼（ＳＵＳ６３１）に代表される析
出硬化型ステンレス鋼。

上記（１）の準安定オーステナイトステンレス鋼につい
ては溶体化処理後圧延、引抜きなどの冷間加工によりフ
ルテンサイドを発生させ硬度の増加をはかるもので、所
定の板厚もしくは、＠径にした後２００〜５５０℃で焼
戻し処理を行ない若干の硬度の増加をはかる場合が多い
。

しかし、ＳＵＳ ３０１をばね材として用いる場合冷間
加工時の硬化が著しく、圧延パス回数が増えること、さ
らには製品厚み０．２ ｍｍ以下のような薄物製品の圧
延に際して圧延機のパワーの限界から板幅をせまくする
ような手段が必要になること、などが原因して作業性や
生産性が劣化するという難点が生ずる。

他方上記（２）の１７−７ＰＨ鋼は、溶化体処理後の冷
間加工あるいはサブゼロ処理によりマルテンサイトを発
生させた後、４８０℃程度で時効処理を行ない硬度（強
度）を出すものである。

時効処理前は比較的軟質であるものの、Ａｅを比較的多
量に含んでいるためにδ−フェライトが多量に発生し熱
間加工歩留りが悪く、価格の高いものになっている。

このように従来からの５ＵＳ３０１あるいは５ＵＳ６３
１は製造性に難点があり、この点を克服した材料の開発
が要請されるわけである。

これら高カステンレス鋼は前述のような繰り返し荷重を
受ける部分に使われるので耐久性（耐疲労性）に優れて
いることが要求される。

しかし、たとえば５ＵＳ３０１の場合、規格内において
成分あるいは冷間圧延率などを変え、そのちがいに応じ
製品の焼もどしの前後にわたる疲労強度σいと硬度Ｈｖ
の関係をまとめて第１図に示すように、ピッカス硬度Ｈ
ｖが約５４０までは硬度の増加とともに疲労強度は上昇
するものの、Ｈｖ〉５４０の高硬度域では硬度の増加と
ともにそれは急速に低下してこの場合、疲労強度の最高
値でも高々５３ｋｇ／ｍａにすぎない。

このような諸点が上記用途の高カステンレス鋼の欠点で
あった。

ここに第１図に関し疲労試験は、両振り平面曲げ疲労試
験機により１０００サイクル／分の速度で行ない３Ｘ１
０’回の繰り返し曲げ時の破断強度を疲労強度σｗ（ｋ
ｇ／ｍｙ？ｔ ）とした。

ただしこのσいの値そのものはたとえ同一の試験材であ
っても試験方法が本測定で用いた方法と異なれば変化す
る可能性があり、あくまでもこの明細書で相対的な意味
をもつものである。

近年高力ステンレス鋼の用途が拡大するにつれて特性向
上の要求が高まりつつあり、そのため従来材に比べ高強
度（高硬度）領域でより優れた耐疲労特性を具備した材
料の開発が待望される。

一方、製造メーカーにとっては硬度や疲労強度等の最終
製品の特性向上に加えて、製造性及び成形加工性に優れ
た材料、すなわち前述のように比較的軟質で冷間加工時
の硬化があまり著しくなく、したがって圧延機の負担が
少なく、かつ伸びが大きくてゼンマイやコイル等の部品
に成形加工しやすい材料が望ましい。

しかしこれらは相矛循した要求であって５ＵＳ３０１規
格内で成分あるいは圧延率等の製造条件を変えてもこれ
らすべての要求を満たすことは至難である。

このような状況から発明者らは５ＵＳ３０１規格外の成
分基についても時効処理条件も含め種々検討した結果、
重量％においてＣ：０．１５％以下、Ｎ：０．１５％以
下、Ｓｉ：１．５％以下、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｎ
ｉ ： ５．０−９．０％、およびＣｒ：１３．０〜
２０．０％を次式： ％式％ （） に従うオーステナイト安定度指標がＭｄ３（、が−３０
〜８０℃となる成分調整において含有しかつＴｉ：０．
１〜１．０％およびＶ：０．１〜１．０％を含み、残部
はＦｅ及び不可避的不純物から成る鋼を冷間加工後適当
な温度で時効処理することにより既存鋼の上述した製造
上の難点をすべて解消し かつ最終製品の疲労特性の優
れた材料が得られることを見い出したのである。

ここにオーステナイト安定指標Ｍｄ３ｏは材料に３０％
の引張真束を与えた時５０容量％のマルテンサイトが発
生する温度でこの値が高いはどオーステナイトは不安定
で変形にかりフルテンサイドが発生しやすい。

すなわち、Ｍｄ３ｏを上記温度範囲に制限することによ
り溶体化処理後はぼ完全なオーステナイト組織が得られ
、適宜の冷間加工を施すことによりオーステナイトがマ
ルテンサイトに変態する点はＳＵＳ ３０１と同様であ
るが、Ｔｉ及びＶの添加によって時効処理後のマルテン
サイト組織中にＮ ｔ３Ｔ ＩならびにＶＣを分散析出
させ硬度及び疲労強度の上昇に著しく寄与し、ＳＵＳ
３０１のような固溶元素の配合のみでは決して得られな
い効果が期待されるのである。

時効処理による析出硬化量は、析出物の機械的性質、形
状、分散状態に依存するが、いずれにしても５ＵＳ３０
１の焼もどし処理による硬化量よりははるかに大きい。

それゆえ最終製品の硬度（時効処理後あるいは焼もどし
処理後の硬度）を５ＵＳ３０１と同水準にするのに、最
終冷間加工率を減らすか、あるいはＣ，Ｎ、Ｓｉ等の固
溶硬化元素を減らすことができる。

その結果、冷間加工状態で材料が軟質化するから、製造
性ならびに種々の形状の製品への加工のしやすさにおい
て優れた効果が期待できる。

以下この発明の効果を開発実績についてまとめた第２図
に基いて説明する。

第２図はこの発明の要請を満たす範囲内で成分を種々変
化させた材料の５０％、７０％冷延後ならびに時効処理
後の硬度と疲労強度の関係をプロットしたものである。

比較のために５ＵＳ３０１ならびに５ＵＳ６３１の成分
規格内の材料及びこの発明によるＴｉ、■複合添加と対
比すべくＴｉ単独添加鋼、■単独添加鋼の測定値も示し
た。

第２図によれば、発明鋼の時効処理前のビッカース硬度
は３７０〜４６０と５ＵＳ３０１に比べかなり軟質であ
るが、時効処理により大幅に上昇し、５ＵＳ３０１と同
水準に達する。

同時に、時効処理後の疲労強度は最高７１ ｋｇ／ｌｎ
ｉと従来鋼の５ＵＳ３０１や５ＵＳ６３１では得られな
い水準に達する。

また発明鋼の特徴であるＴｉ、Ｖの複合添加の効果はＴ
ｉ、Ｖ単独添加鋼と比べればより明確となる。

第２図から明らかなとおりＴｉ添加鋼、■添加鋼ともに
時効処理により硬度、疲労強度が上昇するが、その挙動
に差がみられ、Ｔｉ添加鋼は硬度の上昇が、■添加鋼は
疲労強度の上昇が著しい。

この発明にかかわるＴｉ、Ｖ複合添加鋼は両者の相乗効
果により硬度及び疲労強度ともに時効処理で大きく上昇
し、ＴｉあるいはＶの単独添加では得られない高い水準
に達しており、これは高強度で高耐疲労性を備えた材料
を供給するという本発明の趣旨に完全に合致している。

このように時効処理により硬度、及び疲労強度の上昇が
もたらされるのは以下の理由による。

Ｔｉ、Ｖは溶体化処理後オーステナイト中に過飽和に固
溶しているが、冷間圧延でオーステナイト母相からマル
テンサイトへの相変態が生じた後、続く時効処理にかり
固溶していたＴｉ、ＶはＮｉ３ＴｉあるいはＶＣの形で
マルテンサイト相中に析出する。

すなわちマルテンサイト中には冷間圧延で導入された転
位が密に分布しているため、これが析出物の核生成サイ
トとなり、また、これらの転位には原子の拡散を促進す
る作用があるから、析出物の成長が助長される。

その結果マルテンサイト粒内に微細な析出物が分散した
組織が形成されることとなる。

ところで、転位が移動するには析出物を切るかよけて動
かなければならないから、このような組織は転位の運動
に対し大きな抵抗性を有する。

ところで材料の変形は転位の移動によって担われるから
、析出物が密に分布した組織は変形しにくい（硬い）組
織であるといえる。

粒内に微細に分布した析出物は疲労強度と疲労寿命の増
大をもたらす作用がある。

材料が繰り返し荷重を受は疲労破断に至るのは、繰り返
し荷重により導入された転位が集合した部分からクデノ
クが発生し、それが成長・伝播して試料断面を貫通する
からであるが、転位が組織中を動きにくければ、その集
合も起りに＜＜、シたがって疲労クラックの発生も遅れ
、たとえそれが発生したとしても析出物のために進行が
妨害されるため、疲労破断に至るにはより高い、そして
より多くの繰り返し荷重が必要になる。

時効処理による硬度及び疲労強度の上昇は、いずれも上
述のとおり析出物の転位運動抑制作用によるものであり
、硬度上昇に寄与する析出物は疲労強度の上昇にも寄与
するものと推察されるが、その寄与の度合は析出物の種
類、形状、分散状況に依存する。

この発明の特徴であるＴｉ、Ｖの複合添加効果は、上に
作用効果に関して述べたとおりに、硬度上昇により多く
作用する元沿（Ｔｉ）と疲労強度の上昇により多く作用
する元素（■の相乗効果により硬度及び疲労強度ともに
大幅に上昇させることにある。

以上のような結果の詳細な考察に基いて創製したこの発
明による成分範囲の限定理由を述べる。

なお各元素の成分範囲は他の元素の量と相互に関連があ
り必ずしも一意的に決まるものではないが、その基本は
次のとおりである。

Ｓ：０．１５％以下；Ｃの含有量の増大は冷間加工によ
り生じたマルテンサイトがあまりにも硬質化するため圧
延機の負担が増大し、成形加工もしにくくなるので０，
１５％以下とする。

Ｎ：０．１５％以下；ＮもＣと同様、過剰に存在すると
冷間加工により生じたマルテンサイトの変形能の低下を
まねき、また造塊時にブローホールを生せしめるので０
．１５％以下に制限する。

Ｓ ｉ ： １．５％以下；Ｓｉは材質の硬化に大きく
寄与するが、過剰に存在すると生産性や成形加工性に難
点を生じ、さらには熱間加工性の劣化をまねくので上限
を１．５％とし、た。

Ｍｎ ： ０．５〜２．０％二Ｍｎは強力なオーステナ
イト生成元素で、溶体化処理後の組織をオーステナイト
化するために少くとも０．５％の含有が必要である。

しかし、過剰に存在すると冷間加工時にフルテンサイド
変態が阻害され、また熱間圧延時に表面酸化が著しくな
り製品の表面性状が損なわれるので２．０％以下とする
。

Ｎｉ：５．０〜９．０％ｚＮｔもまた強力なオーステナ
イト生成能を有し、オーステナイトステンレス鋼を特徴
づける重要な元素である。

溶体化処理後オーステナイト組織を得るために少くとも
５，０％の含有が必要であるが、９．０％を越えると冷
間加工時にフルテンサイドの変態が阻害されるので上限
を９．０％とする。

Ｃｒ： １３．０−２０．０％；Ｃｒはステンレス鋼に
必須の元素で、耐食性の劣化を防止するには１３．０％
以上の含有が必要であるが、多すぎるとδ−フェライト
が発生し熱間割れが生じやすくなるので２０．０％以下
に制限する。

Ｔｉ：０．１〜１．０％：Ｔｉは上述のようにこの発明
を特徴づける元素の一つで、時効処理におけるＮｉ３Ｔ
ｉの析出による硬度ならびに疲労強度の上昇をはかるた
めに少くとも０．１％の添加が必要である。

しかし添加量が１．０％を越えると、Ｃとの親和力がＶ
よりはるかに強いため母相中のＣがすべてＴｉＣとして
固定されてしまい、ＶＣの析出による効果が得られなく
なるので１．０％以下に制限する。

ｖ二０．１〜１．０％；ＶもＴｉ とともにこの発明を
特徴づけるもう一つの元素で、時効処理におけるＶＣの
析出による硬度ならびに疲労強度の上昇をはかるために
０．１％以上の添加が必要である。

＊しかし１．０％を越えて添加しても添加量に見合った
効果が得られないので１．０％以下とする。

次にオーステナイト安定指標Ｍｄ ３ｏ （’Ｃ）につ
いては、Ｃ、Ｎ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、およびＣｒの全体
的な成分バランスをこの指標で調整する。

この指標は既述の実験式から成分設計時に算出され、そ
の計算値が一３０℃未満ではオーステナイトは安定で、
冷間加工によりフルテンサイドを十分発生しえず加工を
常温以下で行なうなどの手段が必要となって作業性が劣
化し、一方８０℃をこえるとオーステナイトが不安定す
ぎて溶体化処理後に完全オーステナイト組織が得られな
くなるので一３０〜８０℃に限定する。

次にこの発明の実施例について説明する。

第１表に供試鋼の成分ならびにオーステナイト安定度指
数Ｍｄ３ｏの値を示す。

表中試料、Ｎｏ、１〜５は発明鋼であり、試料Ａ−Ｅは
５ＵＳ３０１鋼、そして試料Ｆ＆ま１７−７ＰＨ鋼（Ｓ
ＵＳ６３１）、また試料Ｇ−ＨはＴｉもしくはＶの各単
独添加による比較鋼である。

第２表は第１表に示した各鋼種の５０％及び７０％の最
終冷延後ならびに時効（焼戻し）処理後の硬度、引張強
度、伸び、既述の両張り平面曲げ疲労試験機により測定
した疲労強度の値を時効（焼戻し）条件とともに示した
ものである。

これら供試材は、いずれも通常の電炉法により溶製した
鋼塊を加熱分塊してスラブとしたのち４間厚の熱延板と
し、次いで１１００℃の中間焼鈍をはさんで冷延した０
、４５ｖｔｍ仕上厚みの製品を素材として得たもので、
冷延までの工程は通常の５ＵＳ３０１あるいは５ＵＳ６
３１とほとんど変わらない。

第２表によれば、発明鋼の冷延後の硬度Ｈｖは３２７〜
４３９（５０％圧延）、３９３〜４６１（７０％圧延）
と５ＵＳ３０１に比べかなり低いが、時効処理後の硬度
はＨｖで１０２〜１５３も上昇する結果、５ＵＳ３０１
と同程度となる。

また疲労強度も時効処理により１０〜１７ｋｇ／ｍｙ？
を上昇し、６２ｋｇ／ｙｔｖｔから最高７１ｋｇ／ｍＡ
にも達し、既存の一８ＵＳ３０１や５ＵＳ６３１はもち
ろん、Ｔｉ単独添加鋼（試料Ｇ）、■単独添加鋼（試料
Ｈ）の何れもが及ぶべくもない高い値を示している。

このように発明鋼は時効処理後の疲労特性に優れている
のみではなく、冷延後（時効処理前）の材質が５ＵＳ３
０１に比べ軟質であるため圧延機にかかる負担が少ない
こと、同時に大きな伸びを有するため苛酷な成形加工に
耐え得ること、などから判断されるように時効処理前の
特性にも優れている。

そして、発明鋼はＳＵＳ ６３１のように熱間割れを生
ずる心配もなく、製造工程もＳＵＳ ３０１とほぼ同様
で新しい生産設備を何ら必要としない。

以上説明したようにこの発明のステンレス鋼は、従来材
に比べ時効処理後高硬度（高強度）で優れた疲労特性を
有し、時効処理前は軟質で大きな伸びを有するために製
造性や成形加工性に優れ、かつ良好な耐食性を有するの
で、ばねをはじめ高強度（高硬度）と高疲労強度を有す
る各種部品用素材として活用することができる。

実施領について示した諸データは圧延加工についての結
果であるが引抜きなど他の冷間加工でもほぼ同様の成績
が得られる。

【図面の簡単な説明】

第１図は成分、冷間圧延率を変えたＳＵＳ ３０１の硬
度と疲労強度の関係を示すグラフ、第２図は発明鋼と比
較鋼の硬度と疲労強度の関係を比較したグラフである。

Claims (1)

【特許請求の範囲】
1. １ 重量でＣ：０．１５％以下、Ｎ：０．１５％以下、
   Ｓｉ：１，５％以下、Ｍｎ ： ０．５〜２．０％、Ｎ
   ｉ：５、０〜９．０％およびＣｒ：１３．０〜２０．０
   ％を、下記式で示されるオーステナイト安定度指標Ｍｄ
   ３゜が−３０〜８０℃となる成分調整において含有し、
   かつＴ ｉ ： ０．１〜１．０％と■：０．１〜１．
   ０％を含み、残部は実質的にＦｅおよび不可避不純物よ
   り成る製造性と冷間加工後の成形加工性に優れ、時効処
   理後の疲労性に優れたばね用ステンレス鋼記