JPS60152660A - 高硬度マルテンサイト系析出硬化型ステンレス鋼材の製造方法 - 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】 本発明はＳｔを多量に添加することにより時効硬化が促
進され、時効処理時間を短縮できる靭性に優れたマルテ
ンサイト系析出硬化型ステンレス鋼に関する。　従来、
ばね材料等の高強度ステンレス鋼の代表的なものとして
は次の２種が挙げられる。

（ａ）ＳＵＳ３０１鋼に代表される加工硬化型ステンレ
ス鋼。

（ｂ）１７−７ＰＨ鋼に代表される析出硬化型ステンレ
ス鋼。

これらのばね用ステンレス鋼は、硬さを高くしようとす
れば高度の冷間加工を必要とし、しかも冷間加工状態で
の硬さが高く、成形加工性、打抜き性が劣ることになり
、また成形加工性、打抜き性をよくしようとすれば、時
効硬化後の硬さが不十分であるという相反した制約を受
けるし、さらに製造困難な割に得られた加工製品の硬さ
が十分でなかった。

この様な状況のもとに、本発明者らは先に高強度のばね
製品用に前記５ＵＳ３０１鋼や１７−７ＰＨ鋼よりも成
形加工性や製造性が改良された、溶体化処理状態か軽度
の加工状態でマルテンサイト組織を呈するばね用ステン
レス鋼を開発し、これを「析出硬化型ばね用ステンレス
鋼」として、特開昭５６−１３０４５９号（特願昭５５
−３４１３８号）に開示した。以下これを先願鋼という
。

先願鋼は、 Ｃ：　０．０３％を超え０．０８％以下Ｎ：　０．０３
％以下 Ｓｉ：　０．３　−　２．５％ Ｍｎ：４．０％以下 Ｎｉ：　５．０　−　９．０％ Ｃｒ　：１２．Ｏ−１７，０％ Ｃｕ：　０．１　−　２．５％ Ｔｉ：　０．２　−　１．０％ ＡＩ：１．０％以下 残部Ｆｅおよび不可避的不純物 からなり、かつ溶体化処理状態または５０％以下の冷間
加工を施した状態で実質的にマルテンサイト組織を有し
、その後約４８０℃前後でバッチ式で時効処理すること
により、高強度が得られることを特徴とするものであっ
た。

本発明者らは、この系統のばね用銅についてさらに研究
を重ね、Ｓｉを１．０％以上添加した鋼は高温で時効処
理すると短時間で高強度が得られることを見出した。Ｓ
ｉ無添加の鋼でも、高温で時効処理すると、硬さが最高
になる時間は短くなるが、あまり顕著ではなく、そのピ
ーク硬さも高くない。このために、高強度を得るために
は高度の加工を加える必要があった。これに対して、Ｓ
ｉ　を添加した場合には、溶体化処理状態で冷間加工を
施さないで時効処理を施しても短時間での硬化が著しか
った。

その要因を調査した結果、Ｓｉを添加することにより、
Ｎｉ、Ｔｉ（あるいはＮｂもしくはＡＩ）とＳｉ　より
なる金属間化合物が微細でかつマトリックスに対して整
合に析出していた。即ち、析出物がマトリックスに対し
て整合であるために容易に短時間で析出し、かつ整合型
を伴なうので高強度を呈することがわかった。

このような知見に基づいて本発明者らは本願の鋼を開発
した。即ち、本発明によれば、Ｃ：　０．０８％以下 Ｎ：　０．０３％以下 Ｓｉ：　１．０　−　５．０％ Ｍｎ：１．０％以下 Ｎｉ：　５．０　−　９．０％ Ｃｒ　：ｌＯ，０−１７，０％ および Ｔｉ：　０．１　−　２．０％ Ｎｂ：　０．１　−　２．０％ Ａｌ：　ｏ、ｏｔ　−２，０％ の範囲にあるＴｉ　、Ｎｂ、ＡＩの少なくとも１種を含
有し、 残部Ｆｅおよび不可避的不純物 からなり、かつＳ　ｔ、Ｔｉ、Ｎｂ、ＡＩが次式％式％
） であられされるＨの値が１．０以上になるように調整さ
れており、５００〜６５０℃で０．２〜１０分間の短時
間の時効処理を施すことにより、Ｈマ５００以上の高強
度が得られる靭性に優れたマルテンサイト系析出硬化型
ステンレス鋼が提供される。

さらに本発明によれば上記の組成に加えてさらにＣｕＱ
ｏ、３　−　２．５％含有ｔル１’ｉＭ様（７）Ｉｌｌ
が提供される。

本願発明における組成限定の理由は次のとおりである。

（１）炭素（Ｃ） Ｃの量が増大すると、焼き入れマルテンサイト相が固く
なり、冷間加工変形能が低下し、満足な成形加工性が得
られず、またＣを固定するＴ１Ｎｂ−腋を増加させねば
ならず不経済となる。これらの点を考慮すると、Ｃの含
有量は０．０８％以下となる。

（２）けい素（Ｓｉ） Ｓｉは短時間時効処理で高強度を得るために必要な元素
で、Ｎｉ、Ｔｉ　、Ｎｂ、Ｓｉ等よりなる金属間化合物
の微細整合析出により硬化Ｘせるもので、１．０％未満
では、短時間での硬化度が小さく、２．５％を超えて添
加することが望ましい。しかし５．０％を超えて添加し
てもそれに見合う効果はなく、またδ−フェライトの生
成を助長する。このような理由により、５ｉＨ１ｊ）は
１．０〜５．０％に限定される。

（３）マンガン（Ｍｎ） Ｍｎはδ−フェライト相生成抑制のために添加されるが
、添加量が多くなると残留オーステナイト相の生成が多
くなる。この点を調和を考慮してＭｎ量は１．０％以下
と限定される。なおＭｎはＮｉ　と同様にδ−フェライ
ト相生成抑制効果を有するのでＮｉの一部を置換できる
。

（４）ニッケル（Ｎｉ　） Ｎｉは析出硬化現象を起させ、δ−フェライト相の生成
を抑制する。しかし、添加酸を多くすると残留オーステ
ナイト相の量が増加する。本発明の場合、析出硬化を低
下させないために、最低５．０％必要であり、残留オー
ステナイト相の量を増加させないために９．０％以下に
する必要がある。

（５）クロム（Ｃｒ） 一般的に耐食性を得るためには、少なくとも１０．０％
以上必要である。しかし添加量を多くするとδ−フェラ
イト相の量が増加するので上限は１７．０％に限定され
る。

（６）チタン（Ｔｉ　） Ｔｉは析出硬化を起させるために添加されるが、２．０
％を超えると、靭性が著しく低下するのでその値に限定
される。

（７）アルミニウム（ＡＩ　） アルミニウムはＴｉ同様析出硬化を起させるために添加
されるが、その効果を得るためには少なくとも０．０１
％必要である。一方２．０％を超えて添加されると、Ｔ
ｉの場合と同様に靭性が低下する。その値に限定される
。なお上記のＴｉの一部をＡＩで置換することができる
。

（８）ニオブ（Ｎｂ　） ＮｂもＴｉ、ＡＩ　と同様析出硬化を起させるために添
加されるが、それに加えて結晶粒微細化の効果も大きく
、適量のＮｂの添加は強度ならびに靭性の向上に有効で
ある。ただし、２．０％以上の添加はＴｉ、ＡＩと同様
靭性を低下させるので、２．０％を限度とする。

（９）窒素（Ｎ） Ｎは析出効果を起させるＴｉ　、ＡＩ　、Ｎｂとの親和
力が大きいので、Ｔｉ　、ＡＩ　、Ｎｂの添加効果を減
少させる。Ｎ含有量が高すぎるとＴｉＮの大きな介在物
を多量に形成し、靭性を低下させる。これらの事情を考
慮してＮ含有量は０．０３％以下と限定される。

（１０）銅（Ｃｕ　） 本発明鋼の場合、強度、靭性の観点からはＣｕの析出硬
化作用を特に重要視しなくても、満足な強度と靭性を達
成することができる。しかし亜硫酸ガス系の腐食環境に
おける耐食性改善効果が大きいのでＣｕを添加する。そ
の効果はおよそ０．３％前後から現われる。しかし多量
に添加すると赤熱脆化が起って熱間加工性を劣化させ、
表面にひび割れ発生させるので、２．５％を上限とする
。

（１１）Ｈ値 Ｈ＝　Ｓｉ　Ｘ　（Ｔｉ　＋０　、８Ｎｂ　＋ＡＩ）で
定義されるＨの値が１．０以上と限定されるがこれは本
発明者によって実験的に決定されたもので、この値が１
．０未満では本願発明の特徴とする高強度と、その短時
間の時効処理による達成の効果が得られない。

本発明の鋼は溶体化処理状態または５０％以下の冷間加
工状態で組織が実質的にマルテンサイト組織である。従
来、高強度を得るためには４８０℃前後の温度で約１時
間バッチ式で時効処理を施すことが必要であったが、本
発明の鋼は５００〜６５０°Ｃでの連続的な短時間時効
処理で高強度が得られる。

次に実施例によって本願発明を具体的に説明する。

供試鋼の成分を第１表に示す、これらの鋼は常１ 法によって溶製加圧され厚さ１ｍｍの試片に作成され、
種々の状態でビッカース硬度を測定した。切欠試験には
両側切欠のにα＝５の試験片を使用した。Ｎｏ、１〜６
は本発明鋼であり、Ｎｏ、７〜ｌＯは比較鋼である。そ
のうちＮ０８９は組成は本発明鋼と同じであるが、Ｈの
値が本発明の条件を満足しないものである。

これらの試験結果は第１〜４図にまとめて示した。

第１図は析出硬化元素の添加量と時効硬さの関係を示し
たもので、横軸に主硬化元素であるＴｉとＡＩ　とＮｂ
の添加量を取った。Ｎｂは硬化に対する寄与がＴｉ　、
ＡＩに比べて小さいので、それに見合う係数０．８をか
けた。縦軸は５５０°Ｃで５分間時効後の硬さを示す。

図中、黒ぬり記号で示した比較鋼では十分な時効硬さが
得られず、いずれも５００Ｈマ未満となっている。一方
、白ぬき記号で示した本発明鋼では、５分間の短時間時
効処理であるにもかかわらず、高硬度となっている。

第１図において、Ｈマ５００以上が得られるＳｉあるい
はＴｉ　＋０．８Ｎｂ　＋ＡＩの範囲を示すと、第２図
で実線で包囲した部分に相当する。

これは特許請求の範囲に限定された成分とＨの値を満足
する範囲である。

第３図は表１に示した本発明鋼のＮ００２、Ｎｏ。

３と比較鋼Ｎ０９８を種々の温度で時効した時に硬さが
Ｈマ５００に到達するまでの時間と時効温度との関係を
示したものである。Ｎ００８も５２５℃以下の温度で時
効した場合はＨマ５００に到達するが、その時間はｌＯ
Ｏ分以−Ｈかかり、バッチ式の処理を必要とする。また
５５０℃以上の温度ではＨマ５００に到達する以前に過
時効となる。一方、本発明鋼Ｎ００２、Ｎ００３は５０
０〜６５０℃の範囲で時効すれば、１０分以内の短時間
で高強度となる。ただし、６５０℃を超える温度で時効
すると短時間で析出物が粗大化したり、逆変態オーステ
ナイトが生成するため十分な強度が得られない。

第４図は本発明鋼Ｎｏ、２、Ｎｏ、３と比較鋼Ｎｏ。

３ ８とを時効処理（時効温度を５５０″Ｃ一定とし、時効
時間を変化させた）した際に得られた硬さと切欠強度比
（切欠強さ／引張り強さ）との関係を示したものである
。切欠強度は靭性の指標の１種であり、１．０を超える
材料は高靭性と考えられる。

以上延べたように、本発明の鋼はＳｉ　を多量に添加す
ることにより、短時間で時効硬化を起すことができ、か
つ高強度、高靭性が得られることを特徴とする。それ故
、従来性なわれてきたバッチ炉による熱処理でなく、焼
鈍ライン内における連続的な熱処理が可能となり生産性
が著しく向上する。

【図面の簡単な説明】

第１図は本発明鋼と比較鋼を５５０℃で５分間時効した
際の析出硬化元素の量と時効後の硬さの関係を示すグラ
フである。 第２図は本発明鋼と比較鋼のＳｉ量と　Ｔｉ＋０　、８
Ｎｂ　＋ＡＩ　ｉｌをプロットしたもので、実線で包囲
した部分がＳｉ　、Ｔｉ　、Ｎｂ、ＡＩに関す４ る特許請求の範囲に限定された範囲である。 第３図は本発明鋼と比較鋼を種々の温度で時効した時に
硬さがＨマ５００に到達するまでの時間と時効温度の関
係を示すめすグラフである。 第４図は本発明鋼と比較鋼とを５５０℃で種々の時間時
効処理を施した際の硬さと切欠強度比（切欠強さ／引張
り強さ）の関係を示すグラフである。 特許出願人　日新製鋼株式会社 代理人　弁理士　松井政広 第１図 Ｔｉ＋０．８Ｎｂ＋Ａｆｆｉ　（ｕｕｔ’１０）第２図 Ｔｉ＋Ｏ，ＢＮｂ＋Ａｉ　（ｕ、＋ｔ’１０）第３図 日、８　幼　温＆　（Ｃ０） 第４図 Ｈｖ（３０に９）

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １、Ｃ：　０．０８％以下 Ｎ：　０．０３％以下 Ｓｉ：　１．０　−　５．０％ Ｍｎ：１．０％以下 Ｎｉ：　５．０　−　９．０％ Ｃｒ　：ｌＯ，Ｏ−１７，０％ および Ｔｉ：　０．１　−　２．０％ Ｎｂ：　０．１　−　２．０％ Ａｌ：　ｏ、ｏｔ　−２，０％下 の範囲にあるＴｉ　、Ｎｂ　、ＡＩの少なくとも１種を
   含有し、 残部Ｆｅおよび不可避的不純物 からなり、かっＳｉ、Ｔｉ、Ｎｂ、ＡＩが次式％式％） であられされるＨの値が１．０以−ヒになるように調整
   されていることを特徴とする靭性に優れたマ　。 ルチンサイト系析出硬化型ステンレス鋼。 ２、Ｃ：　０．０８％以下 Ｎ：　０．０３％以下 Ｓｉ：　１．０　−　５．０％ Ｍｎ：１．０％以下 Ｎｊ：　５．０　−　９．０％ Ｃｒ　：１０．Ｏ−１７，０％ Ｃｕ：　０．３　−　２．５％ および Ｔｉ：　０．１　−　２．０％ Ｎｂ：　ｏ、ｔ　−２，０％ Ａｌ：　ｏ、ｏｔ　−２，０％ の範囲にあるＴｉ　、Ｎｂ　、ＡＩを少なくとも１種を
   含有し、 残部Ｆｅおよび不可避的不純物 からなり、かっＳｔ、Ｔｉ、Ｎｂ、ＡＩが次式％式％） であられされるＨの値が１．０以１−になるように調整
   されていることを特徴とする靭性に優れたマルチンサイ
   ト系析出硬化型ステンレス鋼。