JPH0742550B2

JPH0742550B2 - 強度、延性の優れたステンレス鋼

Info

Publication number: JPH0742550B2
Application number: JP2271338A
Authority: JP
Inventors: 雅之天藤; 崇徳中澤; 哲郎竹下; 基彦荒川; 繁南野
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1990-10-09
Filing date: 1990-10-09
Publication date: 1995-05-10
Anticipated expiration: 2010-05-10
Also published as: JPH04147946A

Description

【発明の詳細な説明】（産業上の利用分野）本発明は強度および延性が要求される部品、例えば薄板
バネ、自動車やオートバイ等のエンジンを構成する金属
ガスケット部品、あるいはSi単結晶切断用刃物等の素材
に用いられるステンレス鋼に関するものである。特に、
冷間圧延を施した素材を各種部品に成形後時効硬化させ
て使用する部品、冷えば金属ガスケット部品等の素材に
適したステンレス鋼に関するものである。

（従来の技術）従来、上記部品の素材には冷間圧延し加工硬化させたス
テンレス鋼や析出硬化型のステンレス鋼が使用されてき
た。

冷間加工により強度を上げるステンレス鋼としては、SU
S301鋼のように冷間加工中にマルテンサイト相を生じせ
しめて強度を上げる鋼種と、Mn、Ｎ等の加工硬化能を上
げる元素を添加した鋼種がある。しかしこれらの鋼種は
いずれも高い強度を得るために、相当量の冷間加工が必
要であり、延性が低いという問題がある。

析出硬化型のステンレス鋼としては、微細なCu相を析出
させるSUS630鋼や、NiとAlの金属間化合物を析出させる
SUS631鋼等が一般に使用されている。しかし熱処理によ
るマルテンサイト相を利用するSUS630鋼では引張強度が
高々160kg f/mm²である。また冷間加工によって生じる
マルテンサイト相を利用するSUS631鋼においては引張強
度は190kg f/mm²程度まで引き出すことができるが、強
度上昇による延性低下が大きい。さらにAlを多量に添加
するSUS631鋼においては非金属介在物が鋼中に残存しや
すく、靭性あるいは疲労強度の低下を招く場合がある。

さらに近年、上記の従来鋼種より強度の高い析出硬化ス
テンレス鋼が提案されている。特開昭61−295356号公報
ではCuとSiを添加した高強度ステンレス鋼を提案してい
るが、成形加工を施す冷間圧延ままの状態での延性およ
び時効処理した状態での延性はいずれも低く、強度と延
性のバランスからは不十分である。また太田鶏一らも、
SiおよびCuを添加した析出硬化型ステンレス鋼を報告し
ている（鉄と鋼（1978）,S386）が、溶体化熱処理後の
冷却中に生じるマルテンサイト相を利用しているため、
引張強度が不十分である。

（発明が解決しようとする課題）本発明は薄板ばね、金属ガスケット等の強度および延性
が要求される部品の素材として使用できる強度、延性の
優れたステンレス鋼を提供することを目的とするもので
ある。

（課題を解決するための手段）本発明は従来鋼の問題点を克服し、強度と延性の優れた
ステンレス鋼、つまり強度−延性バランスの優れたステ
ンレス鋼の成分を見出したものである。本発明鋼は溶体
化状態で準安定オーステナイト相からなるように成分調
整されており、その後の冷間圧延あるいは冷間加工によ
ってオーステナイト相の一部がマルテンサイト相に変態
する。さらにその後の時効処理によって目的とする強度
レベルを実現するために、Siを添加している。本発明鋼
の第一の特徴は、SUS301等に比較して軽度の冷間圧延あ
るいは冷間加工でマルテンサイト相が形成され、またＮ
を0.05〜0.20％含有させマルテンサイト相を強化してい
るため、冷間圧延のままの状態でSUS301程度の強度を示
しながら十分な延性を確保している点である。従ってこ
の状態での加工性は従来のSUS301鋼等より極めて良好で
ある。第二の特徴は、冷間圧延後あるいは冷間加工後に
最適な時効処理を施すことにより強度が飛躍的に上昇す
ることである。この時効による強度上昇は、時効中にマ
ルテンサイト中に（Ni、Cr）₃Si金属間化合物が微細に
析出するためであり、十分な効果を得るためには3.0％
を越えるSiの添加が必要である。従来の析出硬化型のス
テンレス鋼に比べその強度上昇は大きく、しかも時効に
よる延性低下も小さい。すなわち本発明鋼の時効後の強
度−延性バランスは従来鋼に比べ優れている。

（作用）まず、本発明鋼の成分限定理由について述べる。

Ｃは冷間圧延によって生じるマルテンサイトを強化する
には有効な元素であるが、Ｎによる強化に比べ延性低下
が大きいことと、時効時にCr炭化物が粒界析出し粒界腐
食割れ感受性が高くなることから、Ｃ含有量は0.03％以
下とした。

Siは時効による強度上昇を大きくする最も重要な元素で
ある。この時効硬化はマルテンサイト相中の微細な（N
i、Cr）₃Si金属間化合物の析出によるものであるが、鋼
中のSi含有量が3.0％以下では、十分に析出せず強度の
上昇が小さい。しかし5.0％を越えて添加すると、高温
で多量のδフェライトが生成するため熱間加工性が著し
く低下し製造が困難となるため、Si含有量は3.0％超〜
5.0％とした。

MnはＮの固溶量を増加させるとともに、δフェライトの
生成を抑制するのに有効な元素である。0.05〜0.20％の
Ｎ含有量を確保するためにはMn含有量は1.0％超とする
ことが必要であるが、5.0％を超えるとオーステナイト
相が安定化し、冷間圧延あるいは冷間加工時のマルテン
サイト相の変態が抑制されるため、Mnの含有量は1.0％
超〜5.0％に限定した。

Crは耐食性上必須の元素で、ステンレス鋼として目的の
耐食性を付与し、溶体化処理後冷却中に生じるマルテン
サイトを抑制するためには13％以上のCr含有量が必要で
ある。しかしCrを多量に添加すると高温で多量のδフェ
ライトが生成し、熱間加工性を劣化させるのみならず、
溶体化処理後も多量のδフェライトが残存し、強度およ
び延性を低下させる。このδフェライトの生成を抑制す
るために、Ｃ、Ｎ、Ni等のオーステナイト生成元素を多
く添加すると、オーステナイト相が常温でより安定化
し、冷間圧延または冷間加工によって適量のマルテンサ
イトを生成することが難しくなる。常温で準安定なオー
ステナイト相を得るための合金バランスを考慮してCr含
有量の上限は17％とした。

Niは溶体化処理後の組織をオーステナイトにする基本的
な元素で、含有量が５％未満では、溶体化処理後の冷却
中にマルテンサイトが生成する。このマルテンサイト相
は冷間圧延中あるいは冷間加工中に生成するマルテンサ
イト相に比べ強度が低いため、目的の強度を得られな
い。またNi含有量が８％以上となるオーステナイトが安
定化し、冷間圧延あるいは冷間加工によってマルテンサ
イト相が生成しなくなるため、その上限は８％未満とし
た。

Ｎはマルテンサイト相を強化すると同時に、残留オース
テナイト相をも強化させる重要な元素である。Ｃもマル
テンサイトあるいは残留オーステナイトの強化には有効
であるが、強化による延性低下が大きい。本発明鋼では
強化による延性低下の少ないＮを添加したことが特徴で
ある。このマルテンサイト相あるいは残留オーステナイ
ト相の強化に十分な効果を得るためには、Ｎは0.05％以
上必要であるが、0.20％を越えて添加すると鋳造時に多
数のブローホールが生成するため、その上限は0.20％と
した。

本発明鋼が従来鋼より高強度、高延性を実現するために
は上記成分範囲で十分であるが、本発明鋼の熱間加工性
を良好に維持し、熱間圧延等において割れ、疵を防止す
るためにはAl、Caあるいはランタノイド系希土類元素の
微量添加が有効である。しかしこれら元素を過剰に添加
すると酸化物等の介在物の形で多数鋼中に残存すること
になり、延性あるいは疲労強度を低下させるため、その
添加量の範囲はAlで0.01〜0.20％、ランタノイド系希土
類元素で0.002〜0.050％、Caで0.001〜0.020％とした。
なおランタノイド系希土類元素の含有量は、La、Ce、P
r、Nd等のランタノイド系元素の含有量の総量である。

さらに溶製中に不可避的に混入してくるＰ、Ｓは極力低
いことが望ましく、Ｐは応力腐食割れの観点から、また
ＳはMnSを形成し延性低下をもたらすことから、それぞ
れの含有量は0.05％以下、0.005％以下とすることが望
ましい。

本発明鋼は加工硬化型高強度ステンレス鋼として、冷間
圧延ままでも使用することができる。本発明鋼では溶体
化状態でのオーステナイト相の安定度が低いこととＮ添
加による強化のため、少ない圧延率で硬いマルテンサイ
ト相が生成し、強度が上昇する。さらに強度上昇に伴う
延性低下が従来鋼に比較して小さい利点を有する。しか
し本発明鋼の最大の特徴はその冷間圧延後の時効処理に
よって強度が著しく上昇することである。以下にこの特
徴を最大限に活かす製造方法について説明する。

本発明鋼は溶製後、熱間圧延あるいはさらに冷間圧延を
行った後、溶体化熱処理により全部あるいは大部分の組
織を準安定なオーステナイト相に調整する。この時の溶
体化熱処理条件としては、900〜1200℃の温度範囲が望
ましく、溶体化温度が低温すぎると前工程で生じた析出
物を十分固溶化することができず、また高温すぎると強
度、延性に有害なδフェライトが多量に生成する。

溶体化熱処理後、冷間圧延によって導入される歪を使っ
て、準安定オーステナイト相をマルテンサイト相に変態
せしめる。時効熱処理後に十分な強度を得るためには十
分な量のマルテンサイト相が必要であり、そのためには
冷間圧延での圧下比が10％以上必要である。また時効処
理後の強度にはこの段階での圧下率が強く影響し、圧下
率が大きいほど時効処理による強度上昇が大きい一方
で、時効による延性低下もやや大きくなる。従って最終
製品に要求される強度および延性を考え、それに合わせ
て冷間圧延率を決定することが望ましい。

冷間圧延ままでの状態では、時効熱処理後に比べ材料強
度も低く、また延性も従来の加工硬化型高強度ステンレ
ス鋼に比べ高いため、加工性は良好である。従ってこの
段階で各種バネ、金属ガスケット等に加工を行うことが
望ましい。

冷間圧延後、あるいは冷間加工した後に行う時効熱処理
としては、300〜600℃の温度範囲内で0.1〜30時間加熱
することが適切である。つまり、300℃未満では時効に
よる強度上昇が十分現れず、600℃越えて加熱するとマ
ルテンサイト相の一部がオーステナイト相に逆変態し、
時効熱処理によって逆に強度が低下する。また0.1時間
未満の加熱時間では時効による強度上昇が十分現れず、
30時間を越えて加熱しても強度上昇効果は飽和し、製造
工程上意味を持たない。

（実施例）実施例１第１表のＢ〜Ｆに示す化学成分を有する本発明鋼と、Ｋ
〜Ｎに示す比較鋼を実験室の真空溶解炉にて溶製し、熱
間圧延にて3.0mm厚の熱延板を作製した。また第１表の
Ｈ〜Ｊに示す従来鋼は通常の製造工程で溶製し、3.0mm
厚まで熱間圧延したものを使用した。この熱延板を1100
℃で焼鈍した後、冷間圧延機で0.5mm厚まで圧延し、105
0℃で１分間保持した後、直ちに水冷する溶体化処理を
行った。溶体化処理後、マルテンサイト相を生成せしめ
る冷間圧延を行った。この冷間圧延ままでの引張強度、
伸びおよび硬さを調査した。次にこの冷間圧延板に450
℃で１時間の時効熱処理を施し、空冷した。そして時効
後の引張強度、伸びおよび硬さも調査し、時効の効果を
確認した。

上記鋼の調査結果を第２表に示す。本発明鋼Ｂ〜Ｆは従
来鋼Ｈ〜Ｊあるいは比較鋼Ｋ〜Ｎに比べ、時効による強
度上昇が大きく、時効後は非常に高い強度レベルを実現
している。さらに同じ強度レベルのものを比較すると、
時効前あるいは時効後の伸びはいずれも従来鋼あるいは
比較鋼より大きいことがわかる。第１図は上記の本発明
鋼、従来鋼および比較鋼の強度と延性の関係を示してお
り、この図からも本発明鋼が単に高強度を達成している
ばかりでなく、強度−延性バランスの優れた材料である
ことが明らかである。

実施例２実施例１で作製した本発明鋼の中で溶体化処理後の冷間
圧延率を30％とした鋼板Ｃと、実施例１で作製した記号
Ｉの従来鋼で50％冷間圧延した鋼板を使用し、第２図に
示すビード形状の試験片を作製した。その後、450℃で
１時間保定後空冷の時効熱処理を行った。このビード部
を有する試験片を圧縮治具の間に挟み、ビード部が完全
に潰れるまで圧縮荷重を負荷し、その状態で１秒保持し
た後、圧縮荷重を開放した。このサイクルを1000回まで
繰り返し、その途中でのビード高さの変化あるいは割れ
発生の有無を観察した。また同じ条件で時効処理した鋼
板についてバネ限界値の測定および応力腐食割れ試験を
実施した。応力腐食割れ試験は、0.25mm t×10mm w×75
mm lの試験片を半径7mmでＵ曲げ拘束し、42％の沸騰MgC
l₂水溶液中に浸漬保持し、その破断時間を測定した。そ
の結果を第３表に示す。従来鋼（SUS301相当）に比べ強
度、延性が優れている本発明鋼は、バネ特性あるいは疲
労特性にも優れ、また耐応力腐食割れ性も良好であるこ
とがわかり、各種バネあるいは金属ガスケット用素材と
して適している。

（発明の効果）以上詳述したように、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、高強
度を実現しているのみならず、延性も高いことから強度
−延性バランスに優れたステンレス鋼であると言える。
そして本発明鋼はバネ特性、疲労特性あるいは応力腐食
割れに対する抵抗力も高いため、各種金属バネあるいは
金属ガスケット用等の素材として最適であり、本発明は
産業上寄与するところは極めて大である。

【図面の簡単な説明】第１図は実施例１における本発明鋼、従来鋼および比較
鋼の冷間圧延ままの状態ならびに時効処理状態での引張
強度と伸びの関係を示したグラフで、記号の○、△およ
び□はそれぞれ本発明鋼、従来鋼ならびに比較鋼の冷間
圧延ままでの結果を示し、●、▲および■は各々の時効
処理状態での結果を示す。第２図は実施例２におけるビード部の圧縮・開放試験に
使用した試験片の概略図を示したものである。（ａ）は
試験片の全体図、（ｂ）は（ａ）におけるＣ−Ｃ′断面
図を示す。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者荒川基彦東京都千代田区大手町２―６―３新日本製鐵株式會社内 (72)発明者南野繁山口県光市大字島田3434番地新日本製鐵株式會社光製鐵所内 (56)参考文献特開平２−225647（ＪＰ，Ａ) 特開平２−225646（ＪＰ，Ａ) 特開昭63−317628（ＪＰ，Ａ) 特開昭61−295356（ＪＰ，Ａ) 「材料とプロセス」ｖｏｌ．４（1991) Ｐ．2062

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】重量％で、C0.03％以下、Si3.0％超〜5.0
％以下、Mn1.0％超〜5.0％以下、Cr13〜17％、Ni5〜８
％未満、N0.05〜0.20％を含有し、さらにAl0.01〜0.20
％、ランタノイド系希土類元素、0.002〜0.050％および
Ca0.001〜0.020％のうち１種または２種以上を含有する
ことを特徴とする強度、延性の優れたステンレス鋼。