JPH0436441A - 高強度・高靭性ステンレス鋼およびその製造方法 - 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】 「発明の目的」 （産業上の利用分野） 本発明は、耐食性と共に高強度を有し、張出し性などの
靭性が要求されるステンレスばねや極薄の内周刃カッタ
ー（ＩＤブレード）等に用いられる高強度・高靭性ステ
ンレス鋼およびその製造方法に関するものである。

（従来の技術） 従来、Ｈｖ４５０を越える高強度を発現するステンレス
ばね綱には次の３種類が挙げられる。

■セミオーステナイト系ステンレス鋼 ■セミオーステナイト系析出硬化型ステンレス■マルテ
ンサイト系析出硬化型ステンレス調理ち、■は溶体化処
理状態でオーステナイト相を呈し、圧延などの冷間加工
により一部をマルテンサイト相に変態させるもので、強
度と靭性に優れており、これらは５ＵＳ３０１．５ＵＳ
３０４に代表される。

ところがＨｖ４５０を越える高強度を得るためには冷間
加工量を大きくする必要があり製造上の圧延機の能力を
大きくしなければならないなどの問題点がある。またこ
の場合靭性が低下してしまう不利がある。

■は■と同様に溶体化処理後の冷間加工によりオーステ
ナイト相とマルテンサイト相の２相組織とし、その後さ
らに時効処理によって析出硬化させるもので、強度と靭
性に優れていて、これらは５ＵＳ６３０．５ＵＳ６３１
に代表される。しかしながら所定の強度と靭性を得るた
めには溶体化処理温度、冷間加工量、加工温度、時効処
理温度、時効処理時間などの厳密な調整が必要である。

またたとえこれらの条件を一定にできたとしても溶解時
の成分変動やマクロ偏析などにより製品特性にばらつき
を生じてしまう。

■は溶体化処理状態でマルテンサイト相を呈し、圧延な
どの冷間加工により加工硬化させ、その後時効処理によ
って析出硬化させるもので、強度に優れており、この代
表例としてはε−Ｃｕの析出を利用した特開昭５６−１
３０４５９がある。しかしこれらの綱は本質的に張出し
などの靭性に乏しく、高強度を得ようとすればさらに靭
性の低下が顕著になる。この問題点を解決するために冷
間加工後に一部のマルテンサイトをオーステナイトに逆
変態させる方法が捷案されている鉄鋼協会発行「鉄と鋼
」（ＣＡＭＰ−ＩＳＩＪ、Ｖｏ１２．　Ｎｃｈ６（１９
８９）６３９）。

しかしながらこの場合には靭性は改善されるものの強度
が低下してしまい、Ｈν４５０以上は得られない。

（発明が解決しようとする課題） 上記のような従来技術によるものではＨｖ４５０以上の
高強度を有し、しかも高靭性をもったステンレス鋼を得
難い。

又製造上作業性に劣り、あるいは著しく靭性に劣る。

本発明はこのような従来のものにおける問題点を解決し
ようとするもので、張出しなどの靭性に冨み、Ｈｖ４５
０以上の高強度をもったステンレス鋼を適切に得しめ、
又その容易な製造方法を提供しようとするものである。

「発明の構成」 （課題を解決するための手段） １、　　Ｃ：　０．０２０〜０．０８０ｗｔ％、Ｓｉ　
：　０．５〜２．０ｗｔ％、Ｍｎ　：　０．１〜３．０
ｗｔ％、Ｃｒ　：　１０．０〜１７．０ｗｔ％、Ｎｉ　
：　５．０〜９．０ｓｖｔ％、Ｃｕ　：　０．３〜２．
５　ｗｔ％、Ｔｉ　：　０．１〜１．５饅ｔ％、Ｎ　：
　０．００５〜０．０４０ｗｔ％を含有し、残部が鉄お
よび不可避的不純物から成り、しかも２〜２０％のオー
ステナイトと残部がマルテンサイト組織からなることを
特徴とする高強度・高靭性ステンレス鋼。

２、　　Ｃ：　０．０２０〜０．０８０ｉｙｔ％、Ｓｉ
　：　０．５〜２．０ｗｔ％、Ｍｎ　：　０．１〜３．
０ｗｔ％、Ｃｒ　：　１０．Ｏ〜１７．０ｗｔ％、Ｎｉ
　：　５．０〜９．０ｗｔ％、Ｃｕ　：　０．３〜２．
５　ｉｙｔ％、Ｔｉ　：　Ｏ，１〜１．５ｈｔ％、Ｎ　
：　０．００５〜０．０４０ｗｔ％を含有し、残部が鉄
および不可避的不純物から成り、溶体化処理状態でマル
テンサイト組織を呈するステンレス鋼を冷間圧延し、次
いで６００〜１０００℃での逆変態熱処理により２〜２
０％のオーステナイトを生成させ、その後４００〜６０
０℃での熱処理により時効硬化させることを特徴とする
高強度・高靭性ステンレス鋼の製造方法。

３、冷間圧延率を３０〜９５％とすることを特徴とする
前記２項に記載の高強度・高靭性ステンレス鋼の製造方
法。

（作用） 上記したような本発明について、その化学的成分組成範
囲についてｗｔ％（以下車に％という）によって説明す
ると、以下の如くである。

Ｃ：　０．０２０〜０．０８０％。

Ｃは、オーステナイト生成元素であり、逆変態処理後の
オーステナイトの生成と母相のマルテンサイトの強化に
作用する。これを発現させるためには０．０２０％以上
必要であり、これを下限とする。しかしながら過剰な添
加は冷間加工の変形能を低下させ製造が困難となること
から上限を０．０８０％とする。

Ｓｉ：０．５〜２．０％。

Ｓｉは、固溶強化能が大きく母相強化に作用することか
ら０．５％以上が必要であり、これを下限とする。しか
し過剰に含有すると脆化するため上限を２．０％とし、
脆化をなからしめる。

Ｍｎ：０．１〜３．０％。

Ｍｎは、オーステナイト生成元素であり、逆変態処理後
のオーステナイトの生成に作用する。この作用を適切に
得るため０．１％以上が必要であり、これを下限とする
。一方３．０％を越える添加では効果が飽和し、しかも
溶体化処理状態でオーステナイトが安定に存在するよう
になり強度不足となるため上限を３．０％とすることが
必要である。

Ｃｒ：　１０．Ｏ〜１７．０％。

Ｃｒは、耐食性に作用し、ステンレス鋼としての耐食性
を得るためには１０．０％以上必要であり、これを下限
とする。しかし１７．０％を越える添加では溶体化処理
状態でオーステナイトが安定に存在するようになり強度
不足となるため上限を１７．０％とし、強度を確保する
。

Ｎｉ　：　５．　Ｏ〜９．０％。

Ｎｉは、オーステナイト生成元素であり、逆変態処理後
のオーステナイトの生成に作用する。この作用を有効に
得しめるため５．０％以上が必要であり、またＣｒと競
合して達成するためにも５．０％以上必要であって、こ
れを下限とする。しかし９．０％を越えて添加しても効
果が飽和し、経済的でないことになり、また溶体化処理
状態でオーステナイトが安定に存在するようになり強度
不足となるため上限を９．０％とすることが必要である
。

Ｃｕ：０．３〜２．５％。

Ｃｕは、オーステナイト生成元素であり、逆変態処理後
のオーステナイトの生成と、時効処理による析出硬化に
作用する。この作用を適切に発現させるためには０．３
％以上必要であり、これを下限とする。しかしながら２
．５％を越える添加では熱間加工性が劣化するため上限
を２．５％とすることが必要である。

Ｔｉ　：　０．１〜１．５％。

Ｔｉは、固溶強化による母相強化と時効処理による析出
硬化に作用する。これらの作用を発現させるためには０
．１％以上が必要であるから、これを下限とする。又１
．５％を越える添加では著しく脆化するため上限を１，
５％とする。

Ｎ　：　Ｏ，ＯＯ５〜０．０４０％。

Ｎは、オーステナイト生成元素であって、逆変態処理後
のオーステナイトの生成に作用し、また母相のマルテン
サイトの強化にも作用する。これらの作用を発現させる
ため０．００５％を下限とするが、また過剰な添加はＴ
ｉと結合して強化に寄与しないＴｉＮとなり、介在物と
して存在し冷間加工の変形能を低下させ製造が困難とな
ることから上限を０．０４０％とすることが必要である
。

本発明に用いられる綱は上述の成分元素以外の残部は基
本的にＦｅであるが脱酸を目的としたＡｌ、脱硫を目的
としたＣａやＲＥＭ　、熱間加工性の改善を目的とした
Ｂの他、不可避不純物を含有させることができる。

本発明によるものは母相のマルテンサイトによる硬質な
基地の中に高延性のオーステナイトを微細に分散させて
靭性を確保する。即ちこのオーステナイトを２％以上と
することにより該靭性を適切に得しめ、又その上限を２
０％とすることによって母相マルテンサイトによる高強
度を確保する。

以上の化学的成分範囲の綱はその組織が溶体化処理状態
でマルテンサイトＭｉ織を呈し、このことは冷間圧延の
作業性を向上させることに作用する。

すなわち溶体化処理状態でオーステナイト組織である鋼
の場合には加工硬化が大きく圧延作業が困難であり、し
かも加工誘起マルテンサイトは変態のコントロール、具
体的には圧延温度などの厳密な管理が必要であるのに対
して、溶体化処理状態でマルテンサイトＭｉ織では圧延
温度の特別な管理が不要であり圧延作業がより容易にな
る。

その製造方法について説明すると、冷間圧延は母相のマ
ルテンサイトの強化に作用し、また次工程での逆変態熱
処理で生成するオーステナイトを微細に生成させ安定化
させる。さらに逆変態により生成したオーステナイトを
均一に分散形成させるために不可欠である。これらの作
用を有効に発現させるためには３０％以上の圧延率とす
る必要があり、これを下限とする。一方９５％以上の圧
延率は実用的に困難であるからこれを上限とする。

より実用的には６０〜９０％の圧延率が望ましい。

また圧延温度についても特に規定しないが、時効析出を
防止するため４００℃以下が好ま＜、２００℃以下が更
に好ましい。

冷間圧延後の逆変態熱処理は母相のマルテンサイトを部
分的にオーステナイトに逆変態させ硬質な基地の中に高
延性のオーステナイトを微細分散させることで靭性を付
与することに作用する。これを発現させるためには２％
以上のオーステナイト量を確保する必要があり、加熱温
度とともに逆変態オーステナイト量が増加することから
６００℃以上に加熱することが必要であるのでこれを加
熱温度の下限とする。しかし１０００℃を越えた温度に
加熱すると加熱時の逆変態オーステナイトは不安定とな
って熱処理後オーステナイトは分散残留しないことから
これを上限とする。添附図面第１図はこのことを示した
ものであり、６００〜１０００℃の範囲で部分的にオー
ステナイトが生成し、この範囲で靭性の指標となるパン
チテスト仕事量を４ｋｇｆ・寵とすることができる。熱
処理時間は特に規定しないが逆変態したオーステナイト
の加工組織回復を防止するために１０分以下が好ましく
、１０秒以上５分以下が更に好ましい。

なお逆変態オーステナイト形成熱処理後に形状矯正を兼
ねた冷延率１０％以下の軽度の圧延を行うことは全体的
な強化に一層有効である。

上述の逆変態熱処理後４００〜６００℃で行う時効熱処
理はε−ＣｕとＮｉ３ＴｉあるいはＮｉ３Ａ　ｌを析出
させ時効硬化させることに作用する。これを発現させる
ためには４００℃以上に加熱することが必要であり、こ
れを加熱温度の下限とする。しかしながら６００℃を越
えた温度に加熱すると上述したような部分的なオーステ
ナイトの逆変態が起こると共に過時効処理となって時効
硬化能は低下してしまい、強度が低下することからこれ
を上限とするべきである。

（実施例） 本発明によるものの具体的な実施例について説明すると
以下の如くである。

実施例１゜ 次の第１表に示すような化学成分を有するＡ〜Ｆの７種
の鋼を溶製した。鋼Ａ−Ｅが本発明の規定する条件を満
足する綱であり、綱Ｆ、Ｇは比較鋼である。

第１表 上記した名調は常法により熱間圧延してから酸洗、冷間
圧延、溶体化処理を繰返した試料を６０％の冷延率で冷
間圧延し、板厚０．１　ｍの鋼板とした。これらのもの
は次いで７５０℃で１分間の逆変態熱処理をなし、５０
０℃で１０分間の時効熱処理を施した。比較例としては
逆変態熱処理を省略し、５００℃で１０分間の時効熱処
理のみを施した。

得られた各鋼板の強度を求めるためにビッカース硬度を
測定し、靭性の指標となる張出し性を求めるために小型
パンチテストを行い破断に到るまでの仕事量を測定し、
併せてＸ線回折によりテスト前の逆変態オーステナイト
量を測定した結果は次の第２表に示す如くである。

第２表 第２表から明らかなように本発明鋼であるＡ〜Ｅｆａｌ
に７５０℃で１分間の逆変態熱処理を施した場合はオー
ステナイトを１０％以上含み、いずれもＨｖ＞４５３以
上の高強度を示し、しかもパンチテストの仕事量は５ｋ
ｇｆ−ｍ以上の優れた値を示している。これに対し逆変
態熱処理を省略した場合にはオーステナイトを含まず、
高強度となるもののパンチテストの仕事量は２ｋｇｆ−
日収下である。

比較鋼であるＦ＠に逆変態熱処理を施した場合にはパン
チテスト仕事量は大きいものの強度は高々Ｈシー３６４
であり、逆変態熱処理を省略した場合には高強度となる
もののパンチテスト仕事量が２ｋｇｆ−ｗｒ以下となっ
てしまう。Ｆ鋼はＣｒとＮが本発明の範囲を越えており
オーステナイトが安定な綱である。このため逆変態熱処
理によりオーステナイト量が著しく増加することに起因
し軟化してしまう。また冷間圧延による加工硬化を利用
して高強度化とした場合には靭性が著しく低下してしま
う。Ｇ綱に逆変態熱処理を施した場合にはパンチテスト
仕事量は大きいものの強度は高々Ｈｖ−３９８であり、
逆変態熱処理を省略しても強度は）１ｖ４５０程度であ
る。この場合にはパンチテスト仕事量も２ｋｇｆ−ｗｍ
以下となってしまう。Ｇ鋼はＣｕとＴｉが本発明の範囲
を満たさない綱であるため、時効硬化量が小さいことに
起因して高強度とならない。

実施例２゜ 前記した第１表における本発明鋼Ａについて、その冷延
率と逆変態熱処理温度を種々に変化させて処理した後、
５００℃で１分間の時効熱処理を行った場合のビッカー
ス硬度、パンチテスト仕事量、オーステナイト量を求め
た結果をまとめて示すと、次の第３表の如（である。

第３表 第３表から明らかなように本発明条件を満たす隘１〜５
のものにおいてはＨｖ＞４５０、パンチテスト仕事量＞
９ｋｇｆ−ｍであり、オーステナイトを５％以上含む。

これに対しぬ６〜８ではいずれもＨｖ＜４５０、パンチ
テスト仕事量＜３．５ｋｇｆ−ｗである。このことは階
６では逆変態熱処理温度が１０６０℃で本発明の範囲を
越え、一方Ｎ１１７〜８では冷延率が２０％以下と本発
明の範囲を下回るため高強度を達成できないばかりでな
く、オーステナイト量が１．５％以下となり、靭性も付
与できない。

「発明の効果」 以上説明したような本発明によるときは、冷間圧延作業
性に優れたマルテンサイト系のステンレスにおいて延性
に冨むオーステナイトを適切に導入せしめ、耐食性と共
に高強度を有し、張出し性などの高靭性を具備したステ
ンレス鋼を提供し、又その好ましい安定した製造を可能
ならしめるものであるから工業的にその効果の大きい発
明である。

【図面の簡単な説明】

図面は本発明の技術的内容を示すものであって、本発明
の実施例における綱Ａについて逆変態熱処理温度と硬度
、オーステナイト量、パンチテスト仕事量の関係を示し
た図表である。 然してこの図表において、○は逆変態処理後、・は時効
処理後の測定結果を示すものである。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １、Ｃ：０．０２０〜０．０８０ｗｔ％、Ｓｉ：０．５
   〜２．０ｗｔ％、Ｍｎ：０．１〜３．０ｗｔ％、Ｃｒ：
   １０．０〜１７．０ｗｔ％、Ｎｉ：５．０〜９．０ｗｔ
   ％、Ｃｕ：０．３〜２．５ｗｔ％、Ｔｉ：０．１〜１．
   ５ｗｔ％、Ｎ：０．００５〜０．０４０ｗｔ％を含有し
   、残部が鉄および不可避的不純物から成り、しかも２〜
   ２０％のオーステナイトと残部がマルテンサイト組織か
   らなることを特徴とする高強度・高靭性ステンレス鋼。 ２、Ｃ：０．０２０〜０．０８０ｗｔ％、Ｓｉ：０．５
   〜２．０ｗｔ％、Ｍｎ：０．１〜３．０ｗｔ％、Ｃｒ：
   １０．０〜１７．０ｗｔ％、Ｎｉ：５．０〜９．０ｗｔ
   ％、Ｃｕ：０．３〜２．５ｗｔ％、Ｔｉ：０．１〜１．
   ５ｗｔ％、Ｎ：０．００５〜０．０４０ｗｔ％を含有し
   、残部が鉄および不可避的不純物から成り、溶体化処理
   状態でマルテンサイト組織を呈するステンレス鋼を冷間
   圧延し、次いで６００〜１０００℃での逆変態熱処理に
   より２〜２０％のオーステナイトを生成させ、その後４
   ００〜６００℃での熱処理により時効硬化させることを
   特徴とする高強度・高靭性ステンレス鋼の製造方法。 ３、冷間圧延率を３０〜９５％とすることを特徴とする
   請求項２に記載の高強度・高靭性ステンレス鋼の製造方
   法。