JPS5942727B2 - 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るばね用ステンレス鋼の製法 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】 この発明は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るばね用ステンレス鋼の製法
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
製器のコードリールや、自動車シートベルト用りトラク
ターのぜんまいばねあるいはラインプリンター、各種記
録計などのスチールベルトさらには圧力弁類用のばねな
どくり返し変形を受ける部分に、高力でへたりに対して
強く、耐食性にも優れしかも廉価なステンレス鋼が、在
来の洋白、りん青銅などの銅合金、およびＫＳ−５のご
ときの高炭素鋼ばね材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）ＳＵＳ３０１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（ＳＯＳ６３１）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マルテンサイトを発
生させて、硬度の増加をはかるもので、用途にもよるが
強加工によりビッカース硬度Ｈｖで５２０〜５５０程度
の硬度にした後、２００〜５５００Ｃで焼戻し処理を行
ない、若干の硬度の増加をはかつて使用される場合が多
い。

しかし、ＳＵＳ３０］は冷間加工時の硬化が著しく１バ
ス当りの圧下率を少さくしなければならないため圧延パ
ス回数が増えること、またたきえば製品厚み０．２ｍｍ
以下のような薄物製品の場合圧延機のパワーの限界から
板幅をせまくすることが必要なこと、などから作業性や
生産性に難点がある。他力、上記（２）の１７−７ＰＨ
鋼、溶体化処理後の冷間加工また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
理を行ない硬度を出すものであり、時効処理前は比較的
軟質であるものの、Ａｌを比較的多量に含んでいるため
にδ−フエライトが多く発生して熱間加工時の歩留りが
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ＳＵＳ３ＯｌあるいはＳＵＳ６３
ｌ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。

これら高力ステンレス鋼は前述のようなくり返し荷重を
受ける部分に使われることから耐久性（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ＳＵＳ３
Ｏｌ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戻し前後にわたる疲労
強度σＷと硬度Ｈｖの関係をまとめて第１図に示すよう
に、ビツカース硬度Ｈｖが５４０までは硬度の増加とと
もに疲労強度σＷ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たかだか５３ｋｇ／Ｍ
ｙ７ｔにしか達しない。こ５に第１図に関して疲労試験
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、３×１０６回の繰返し曲げ時の破断
強度を疲労強度σＷ＜ Ｋｇ／＝ ）としたがこのσＷ
の値じしんはだとえ同一の試験材であっても試験方法が
この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における説明の中での相対的な
意味をもつものである。このような諸点が上記用途にお
けるばね材としての、高力ステンレス鋼の欠点であった
。しかし近年高力ステンレス鋼の用途が拡大するにつれ
て特性向上へ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、上記成形部品
の製造メーカーにとっては硬度、疲労強度などの最終製
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冷間加工時の硬化があまり著
しくなく比較的軟質で圧延機の負担が少なく、伸びが大
きくてゼンマイ、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、これらは相矛盾した要求でありＳＵＳ３Ｏｌ規
格内で成分あるいは圧延率等の製造条件をいかに変えて
もこれらすべての要求を満たすことは至難であるのは、
すでに見て来たとおりである。このような状況から発明
者らはＳＵＳ３Ｏ］規格外の成分系について時効処理条
件も含め種々検討を加えた結果、重量係においてＣ：０
．１５％以下、Ｓｉ：１．５％以下、Ｍｎ： ０．５〜
２．０％、Ｃｒ：１３．０〜２０．００１）、Ｎｉ：５
．０％以上８．０％未満およびＮ：０．１５％以下を、
次式Ｍｄ３Ｏ（’Ｃ）＝５５１４６２（ ％Ｃ ＋ ％
Ｎ ）一９．２（％Ｓｉ）−Ｓ．ｌ（％Ｍｎ）一２９（
％Ｎｉ）−１３．７（ ％Ｃｒ）に従かうオーステナイ
ト安定度指標Ｍｄ３Ｏが−３０〜８０℃となる成分調整
において含有するほかＴｉ： ０．１，１．５％を含み
、残部はＦｅ及び不可避的不純物よりなる組成の熱延鋼
材を圧下率５０係以上にて冷間加工しついで３５０〜５
５０℃の温度範囲にて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、また最終製品
の疲労特性にも優れた材料が得られることを見い出した
のである。

Ｍｄ３Ｏは、材料に３０係の引張真歪を与えた時５０容
量係のマルテンサイトが発生する温度でこの値が高いほ
どオーステナイトは不安定で、変形によりマルテンサイ
トが発生しやすい。

すなわち、Ｍｄ３Ｏを上記温度範囲に制限することによ
り、溶体化処理後ほぼ完全なオーステナイト組織が得ら
れ、５０係以上、なかでも５０〜９０係の冷間加工によ
りオーステナイトがマルテンサイトに変態する点はＳＵ
Ｓ３Ｏｌと同様であるが、とくにＴｉを添加することに
より３５０〜５５０℃の温度範囲における時効処理でマ
ルテンサイト組織中にＮｔｓＴｉの金属間化合物を分散
析出し、硬度、疲労強度の上昇が計られる。

かくてＳＵＳ３Ｏｌ等の固溶元素のみでは得られない著
しい効果が期待できるのである。ここに上記冷間加工は
、加工硬化、マルテンサイト変態を生じさせて必要な硬
度を得るとともに、疲労強度をも確保するために必要で
、この冷間加工は圧下率５０係未満では硬度が不足する
ほか疲労強度も充分でなくなる。

通常高硬度と高疲労強度を得るためにのぞましい圧II率
の範囲は、５０〜９０係である。次に過時効処理につい
ても、硬変と疲労強度を高めるのに役立つＮｉ３Ｔｉの
金属間化合物の有効な析出を導くためには、３５０〜５
５０℃の温度範囲を必要とし、この温度域の下限および
上限の何れでも逸脱すると、Ｎｉ３Ｔｉの分散析出が期
待できず、この発明の目的に適合しない。

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ＳＵＳ３Ｏ］
の焼戻し処理による硬化量よりははるかに大きい。

したがって、最終製品の硬度（時効処理後あるいは焼戻
し処理後の硬度）をＳＵＳ３Ｏｌと同水準にするに際し
、最終冷間加工率の減少、あるいはＣ，Ｎ，Ｓｉ等の固
溶硬化元素の低減？・こより冷間加工状態での軟質化が
可能となり、製造性ならびに種々の形状を有する製品へ
の加工性の改善効果が期待できる。以下この発明の効果
を開発実績についてまとめた第２図に基づいて説明する
。

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係及び７０係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ＳＵＳ３ＯｌならびにＳＵＳ６３ｌの成分
規格内の材料で上記と同様の工程により製造した製品の
測定値も示した。第２図によれば発明鋼の時効処理後の
疲労強度は、同一硬度で比較して従来材よりも格段に高
く、とくに硬度Ｈｖ＞５５０以上の高硬度域でその差は
著しい。しかも時効処理後の硬度は同程度であっても時
効処理前（冷延後）の硬度はＳＵＳ３Ｏｌよりも低い。
すなわち、時効処理の硬度、疲労強度の上昇へ及ぼす寄
与が大きいことがこの発明の特徴である。このように時
効処理により硬度ならびに疲労強度が上昇するのは以下
の理由による。

Ｔｉは溶体化処理によりオーステナイト中に過飽和に固
溶する。

材料は溶体化処理に続いて冷間圧延され、それに際して
オーステナイトからマルテンサイトへの相変態が生ずる
。

さらに時効処理が施されるが、その際固溶状態にあった
ＴｉはＮＩ３Ｔ＋の形で容易に析出・戊長するのであり
、その理由は、該マルテンサイト相の転位密度が高いた
め析出物の核形成が容易なこと、またこの転位群が原子
の拡散を助ける作用があるため析出物が容易に成長しう
ろことにある。かくして析出物がマルテンサイト粒内に
分散析出した組織が得られる。

しかるに材料の変形は転位の移動によって担われるもの
であるが、析出物が密に分布していると、転位はそれを
切るか或いは避けて動かなければならないために、結局
きわめて移動しにくいことになり、これは言葉をかえる
と材料じしんが変形しにくい（硬い）特性を有すること
と同義となる。さらに均一に分布した析出物は疲労強度
を高める作用を有する。

材料が繰り返し荷重を受け疲労破断するのは、繰り返し
荷重によって発生した転位が集合・合体した部分からミ
クロクラツクが発生し、それが成長・伝播することによ
って材料にマクロな亀裂をもたらすからである。しかる
に、析出物が一様に分散して転位が動きにくい組織であ
れば、転位の集合が起りにくいから疲労クラツクの発生
が遅れ、そして生じたクラツクも析出物のために進行が
阻害されるため、破断に至るにはより大きな荷重とより
多くの荷重繰り返しが必要になる。いいかえれば疲労強
度の上昇と疲労寿命の増大がもたらされる。以上のよう
な結果の詳細な考案に基いて創製したこの発明による合
金成分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
り必ずしも一義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。Ｃ：０．１５係以下； Ｃの含有量の増大は、冷間加工により生じたマルテンサ
イトの硬質化をもたらして圧延機の負担を増大し、また
成形品の加工もしにくくなるのでさような不利をさける
ため０．１５％以下とする。

Ｓｉ：１．５係以下；Ｓｉは材質の硬化に大きな効果が
あるが、過剰に存在すると生産性や成形加工性に難点が
生じ、また熱間加工性も劣化するので１．５％上限とし
た。

Ｍｎ： ０．５〜２．０％ ：Ｍｎは強力なオーステナ
イト生成元素であり、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％含有させる。

しかし過剰に存在すると冷間加工時のマルテンサイト変
狸が阻害され、また熱間圧延時の表面酸化が著しくなり
、製品の表面性状が損なわれろうれいがあるので２．０
係以下とする。Ｃｒ： １３．０〜２０．０４； Ｃｒはステンレス鋼に必須の重要な元素で、耐食性の劣
化を防ぐため１３．０１％以上の含有が必要であるが、
多すぎた場合δ−フエ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。

Ｎｉ： ５．０係以上８．０φ未満； Ｎｉも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％以上含有させる必要があり、また８．０係以上
になると冷間加工時のマルテンサイト変態が阻害される
ので上限をＳ．Ｏ％未満とする。Ｔｉ：０．１〜１．５
係； Ｔｉは上述のようにこの発明を特徴づける元素であり、
時効処理でＮｉ３Ｔｉを析出させ硬度と疲労強度の上昇
をはかるためには０．１％以上の添加が必要である。

しかし１．５％を越えて添加しても添加量に見合った効
果は得られず不経済でもあるので１．５係以下とする。
Ｎ：０．Ｉ５係以下； ＮもＣも同様に過剰に存在した場合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、さらには造
塊時にブローホールが生じやすくなるのでか〜るうれい
のない０．１５％以下に制限する。

次にオーステナイト安定度指標Ｍｄ３Ｏ（゜Ｃ）につい
ては、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｒ，ＮｉおよびＮの全体的な
成分バランスをこの指標で調整することが不可欠である
。

この指標は既述のとおり実験式から算出されその計算値
が−３０℃未満ではオーステナイトがあまりにも安定で
冷間加工によりマルテンサイトを十分に発生しえず、加
工を常温以下で行なうなどの手段が必要となり作業性が
悪くなる。しかし８０手Ｃ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完全オーステナイト組織が得
られないので−３０〜８０℃の範囲内とする。次にこの
発明の実施例について従来ｑと比較して述べる。第１表
１こ供試鋼の成分ならびにオーステナイト安定度指標Ｍ
ｄ３Ｏの値を示す。

表中試料／Ｉ６ｌ〜６が発明鋼であり、試料Ａ−ＥはＳ
ＵＳ３Ｏｌ鋼そして試料Ｆは１７−７ＰＨ鋼（ＳＵＳ６
３］）である。第２表は発明鋼と従来鋼（Ａ−Ｆ）の５
０％および７０係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、伸びおよび既述の両振り平面
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４ｍｍ厚の熱延板
とし、次いで１１２０℃の中間焼鈍をはさんで冷延した
０．４５ｍｍ仕上厚みの製品で、冷延までの工程は通常
のＳＵＳ３ＯｌあるいはＳＵＳ６３ｌとほとんど変わる
ところはない。

第２表によれば発明鋼は時効処理による硬度と疲労強度
の上昇が著しく、とくに硬度はＨｖで５０〜１７０も上
昇する。この硬度の増加はＳＵＳ３Ｏｌに比べはるかに
太き（１７−７ＰＨ鋼（ＳＵＳ６３ｌ）に匹敵する。ま
た時効処理後の疲労強度の値そのものもＳＵＳ３Ｏ］は
もちろん１７−７ＰＨ鋼のそれを凌駕しており、発明鋼
が時効処理による硬度と疲労強度の上昇に優れているこ
とは明白である。その上、ＳＵＳ３Ｏｌと比べ時効処理
後の硬度が同程度であっても、時効処理前（冷延後）の
硬度が低いため圧延能率に優れており、かつ伸びも大き
いから苛酷な成形加工にも耐え得ることを本実施例は示
している。本発明鋼は１７−７ＰＨ鋼のような熱間割れ
の必配もなく、製造乍程もＳＵＳ３Ｏｌとほぼ同様で何
ら新しい生産設備を必要としない。以上説明したように
、この発明によるステンレス鋼は、従来鋼に比べ時効処
理に由来した硬度（強度）と疲労強度の上昇が犬きく、
シかも時効処理前は軟質で伸びも大きいことから製造性
、成形加工性が良好でしかも優れた耐食性も有するので
、高強度（高硬度）と高疲労強度を要する各種部品用素
材として利用することができる。

実施例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においても同様な
成績が得られる。

【図面の簡単な説明】

第１図は成分及び冷間圧延率を変えたＳＵＳ３Ｏｌの硬
度の疲労強度の関係を示すグラフ、第２図は発明鋼と従
来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)

1. 【特許請求の範囲】 １ Ｃ：０．１５重量％以下、 Ｓｉ：１．５重量％以下、 Ｍｎ：０．５〜２．０重量％、 Ｃｒ：１３．０〜２０．０重量％、 Ｎｉ：５．０重量％以上８．０％未満およびＮ：０．１
   ５重量％以下を、下記式で示されるオーステナイト安定
   度指標が−３０〜８０℃となる成分調整において含有す
   るほかＴｉ：０．１〜１６５重量％を含み、残部は実質
   的にＦｅおよび不可避的不純物よりなる組成の熱間圧延
   鋼材を圧下率５０％以上にて冷間加工し、ついで３５０
   〜５５０℃の温度範囲にて時効処理することを特徴とす
   る、製造性と冷間加工後の成形加工性に優れ、時効処理
   後の疲労特性に優れるばね用ステンレス鋼の製法。 Ｍｄ＿３＿０（℃）＝５５１−４６２（％Ｃ＋％Ｎ）−
   ９．２（％Ｓｉ）−８．１（％Ｍｎ）−２９（％Ｎｉ）
   −１３．７（％Ｃｒ）