JP2001234236A

JP2001234236A - 強度・延性・靱性に優れたマルテンサイト系ステンレス鋼材の製造方法

Info

Publication number: JP2001234236A
Application number: JP2000050595A
Authority: JP
Inventors: Naoto Hiramatsu; 直人平松; Hiroki Tomimura; 宏紀冨村; Seiichi Isozaki; 誠一磯崎
Original assignee: Nisshin Steel Co Ltd
Current assignee: Nippon Steel Nisshin Co Ltd
Priority date: 2000-02-28
Filing date: 2000-02-28
Publication date: 2001-08-28
Anticipated expiration: 2020-02-28
Also published as: JP4577936B2

Abstract

(57)【要約】【課題】高い強度・延性・靱性を安定して兼ね備えた
安価な焼入れ硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼材を
提供する。【解決手段】質量％で、Ｃ：0.03超え〜0.10％，Si：
0.2〜2.0％，Mn：1.0％以下，Ｐ：0.06％以下，Ｓ：0.0
06％以下，Ni：2.0〜5.0％，Cr：14.0〜17.0％，Ｎ：0.
03超え〜0.10％，Ｂ：0〜0.0070％（無添加を含む）を
含有し、残部がFeおよび不可避的不純物であり、次式、
Ａ値＝30(Ｃ＋Ｎ)−1.5Si＋0.5Mn＋Ni−1.3Cr＋11.8で
定義されるＡ値が−1.8以上となり、かつ次式、Ｈ値＝3
63Ｃ−12Si−14Mn−26Ni−18Cr−107Ｎ＋818で定義され
るＨ値が380以上となる化学組成を有するマルテンサイ
ト系ステンレス鋼の焼鈍材または調質圧延材に均熱温度
350〜500℃，均熱時間0〜120分の時効処理を施す。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、各種ばね，メタル
ガスケット，メタルマスク，フラッパーバルブ，スチー
ルベルト等の用途に適する強度・延性・靱性に優れたマ
ルテンサイト系ステンレス鋼材の製造方法に関するもの
である。

【０００２】

【従来の技術】従来より、Hv400〜490程度の硬さを有
し、各種ばね，メタルガスケット，メタルマスク等の高
強度用途に用いられているステンレス鋼として以下のも
のが挙げられる。

【０００３】（Ａ）SUS301やSUS304等のオーステナイト
系ステンレス鋼を冷間圧延によって硬化させた加工硬化
型ステンレス鋼。このタイプは、冷間加工によって誘起
されたマルテンサイト自体の硬さ利用するものである。

【０００４】（Ｂ）SUS630に代表される析出硬化型ステ
ンレス鋼。このタイプのものは、時効処理前においては
硬さが低く、加工性に優れ、時効処理後においては析出
強化による高強度を発現し、かつ溶接軟化抵抗も高いと
いう特長を有する。このため、このタイプのものは溶接
が必要なばね材やスチールベルト等に多く用いられてい
る。本出願人は、この種のステンレス鋼において靱性や
ねじり特性を改善した鋼を提案し、特開平7−157850号
公報，特開平8−74006号公報に開示した。

【０００５】（Ｃ）焼鈍状態あるいは圧延率数％の調質
圧延状態で高強度を有する焼入れ硬化型ステンレス鋼。
このタイプは、オーステナイト相あるいはオーステナイ
ト相＋フェライト相の温度領域から室温へ焼き入れして
得られるマルテンサイト相を利用して高強度を図るもの
であり、高価な析出硬化元素を要せず製造工程も比較的
少ないことから、原料コスト・製造コストともに比較的
安価である。本出願人はこの種のステンレス鋼として、
スチールベルト用低炭素マルテンサイト系ステンレス鋼
を特公昭51−31085号公報に、また面内異方性の小さい
高延性高強度の複相組織ステンレス鋼を特開昭63−7338
号公報にそれぞれ紹介した。

【０００６】

【発明が解決しようとする課題】しかし、上記従来のス
テンレス鋼はそれぞれ次のような欠点を有している。
（Ａ）の加工硬化型ステンレス鋼では、強度・ばね特性
を高いレベルで得るために、かなり強度の冷間加工を施
して多量のマルテンサイトを形成させる必要がある。し
かも加工温度が高いとマルテンサイトが形成されにくく
なるため、材料温度が上昇しないように低速で冷間加工
しなければならず、生産性は低い。また、加工によって
誘起されるマルテンサイトの生成量は鋼のオーステナイ
ト安定度に非常に敏感である。このため、一定の冷間加
工を付与しても、若干の成分変動があるだけで一定のマ
ルテンサイト量が得られず、製品特性にバラツキが生じ
易い。

【０００７】（Ｂ）の析出硬化型ステンレス鋼では、C
u，Al，Ti，Moといった析出硬化元素を含有させる必要
がある。これらの元素は一般的に高価であるため原料コ
ストが高くなる。また、時効炉が必要で多大な初期設備
投資が要求されるとともに、多工程となるので製造コス
トも高くつく。

【０００８】（Ｃ）の焼入れ硬化型ステンレス鋼は、一
般的に（Ａ）や（Ｂ）のステンレス鋼に比べ強度が低
い。この種のステンレス鋼で、強度向上を目的として調
質圧延を施したり、あるいはＣ，Ｎを多量に含有させる
と靱性が損なわれ易い。このため、靱性を確保しながら
高いレベルの強度をこの種のステンレス鋼で実現するこ
とは必ずしも容易ではなく、現実に、そのような鋼は見
当たらない。

【０００９】本発明者らは、高強度と延性・靱性を兼ね
備えたステンレス鋼材を安価に製造する技術を種々検討
してきた。その結果、上記（Ｃ）の焼入れ硬化型ステン
レス鋼において未だ開発の余地が残されていることがわ
かってきた。そこで本発明の目的は、（Ｃ）の焼入れ硬
化型ステンレス鋼において、Cu，Al，Ti，Mo等の析出硬
化元素を含有させることなく、（Ａ）の加工硬化型ステ
ンレス鋼の代表的鋼種であるSUS301並みの高い強度を有
し、かつ延性および靱性に優れた鋼材を実現することに
ある。

【００１０】

【課題を解決するための手段】本発明者らの研究の結
果、前記（Ｃ）の焼入れ硬化型ステンレス鋼に分類され
るマルテンサイト系ステンレス鋼において、Ｃ，Ｎおよ
びNiの含有量を調整し、かつδフェライト量と残留オー
ステナイト量を適切にコントロールした上で、適正条件
での時効処理を施すことによって、従来の焼入れ硬化型
ステンレス鋼よりも高い強度，靱性およびばね特性を呈
し、加工硬化型ステンレス鋼よりも製造性に優れかつ製
品特性のバラツキが少なく、析出硬化型ステンレス鋼よ
りも安価な高強度鋼が得られることがわかってきた。以
下にその手段を示す。

【００１１】請求項１の発明は、質量％で、Ｃ：0.03超
え〜0.10％，Si：0.2〜2.0％，Mn：1.0％以下，Ｐ：0.0
6％以下，Ｓ：0.006％以下，Ni：2.0〜5.0％，Cr：14.0
〜17.0％，Ｎ：0.03超え〜0.10％，Ｂ：0〜0.0070％
（無添加を含む）を含有し、残部がFeおよび不可避的不
純物であり、下記(1)式で定義されるＡ値が−1.8以上と
なり、かつ下記(2)式で定義されるＨ値が380以上となる
化学組成を有するマルテンサイト系ステンレス鋼の焼鈍
材に、均熱温度350〜500℃，均熱時間0〜120分の時効処
理を施す、強度・延性・靱性に優れたマルテンサイト系
ステンレス鋼材の製造方法である。Ａ値＝30(Ｃ＋Ｎ)−1.5Si＋0.5Mn＋Ni−1.3Cr＋11.8 ・・(1) Ｈ値＝363Ｃ−12Si−14Mn−26Ni−18Cr−107Ｎ＋818 ・・(2)

【００１２】ここで、均熱温度とは、概念的には、鋼材
を加熱した場合の昇温過程において、鋼材の肉厚方向の
温度が均一になって一定の材料温度を維持するようにな
ったときの当該材料温度を意味するが、現実的には、そ
のような温度を明確に把握することは困難であり、ま
た、鋼材温度が炉温に近づくと昇温速度は非常に小さく
なって、実質的に肉厚方向の温度が均一になった場合と
変わらない冶金学的状態に到達してしまう。そこで本発
明では、均熱温度を以下のように定義する。すなわち、
鋼材を加熱した場合の昇温過程において、鋼材表面の昇
温速度が2℃/秒以下となったときの当該鋼材表面温度Ｔ
₁(℃)と、その後冷却を開始するまでの間における鋼材
表面の最高到達温度Ｔ₂(℃)の平均値、(Ｔ₁＋Ｔ₂)/2で
表される温度を均熱温度とする。鋼材表面の温度は、例
えば鋼材表面にスポット溶接した熱電対によって測定す
ることができる。

【００１３】また、均熱時間とは、概念的には、鋼材を
加熱した場合の昇温過程において、鋼材の肉厚方向の温
度が均一になった後、一定の鋼材温度を維持している時
間を意味するが、本発明では以下のように定義する。す
なわち、鋼材を加熱した場合の昇温過程において、鋼材
表面の昇温速度が2℃/秒以下となった時点から、冷却を
開始した時点までの時間を均熱時間とする。なお、「均
熱時間0分」とは、鋼材表面の昇温速度が2℃/秒以下と
なったのち直ちに冷却を開始する場合を意味する。

【００１４】Ｂ含有量の0％は、Ｂが無添加である場合
を意味する。(1)式および(2)式右辺の元素記号の箇所に
は、それぞれの元素の含有量を質量％で表した値が代入
される。

【００１５】請求項２の発明は、請求項１の製造方法に
おいて、時効処理に供する鋼材を「焼鈍材」から「1〜1
0％調質圧延材」に変えたものである。ここで「1〜10％
調質圧延材」とは、焼鈍材に圧延率1〜10％の調質圧延
を施した材料を意味する。

【００１６】請求項３の発明は、請求項１の製造方法に
おいて、時効処理に供する鋼材を「焼鈍材」から「焼鈍
材を素材として製品加工された鋼材」に変えたものであ
る。ここで、「焼鈍材を素材として製品加工された鋼
材」とは、焼鈍材に打抜き，せん断，曲げ，プレス成
形，穴あけ，切削，研削等の機械的加工を施して、目的
とする製品（例えば各種機械部品）の形状もしくはそれ
に近い形状、または中間製品の形状に加工された鋼材を
いう。また、その「製品加工」には、途中で１回または
複数回の中間焼鈍を実施する場合も含まれる。例えば１
回の中間焼鈍を実施する場合の「製品加工」は「１次加
工→中間焼鈍→２次加工」というようになる。

【００１７】請求項４の発明は、請求項３の製造方法に
おいて、時効処理に供する鋼材を「焼鈍材を素材として
製品加工された鋼材」から「1〜10％調質圧延材を素材
として製品加工された鋼材」に変えたものである。

【００１８】請求項５の発明は、請求項１〜４の製造方
法において、鋼材がＢ：0.0010〜0.0070質量％を含有す
るものである点を規定したものである。請求項６の発明
は、請求項１〜５の製造方法において、時効処理の均熱
時間を特に0〜60分に規定したものである。請求項７の
発明は、請求項１〜６の製造方法において、時効処理の
均熱温度を450±20℃にコントロールする点を規定した
ものである。

【００１９】

【発明の実施の形態】本発明では、前記（Ｃ）に分類さ
れる鋼の化学組成を厳密に調整することによって焼鈍段
階での強度レベルをビッカース硬さHv380以上の高レベ
ルとした上で、さらに時効処理を施すことによって一段
と強度レベルを向上させる。その時効処理では、Cu，A
l，Ti，Mo等によるいわゆる「析出強化」を利用するの
ではなく「ひずみ時効」の現象を利用する。また、その
時効処理によって強度のみならず延性・靱性をも向上さ
せるのである。以下、本発明を特定するための事項につ
いて説明する。

【００２０】Ｃは、高温でのδフェライト相の生成を抑
制し、かつ固溶強化により鋼の強度を上昇させ、さらに
ひずみ時効による強度向上効果を発現させる上で重要な
元素である。有効な固溶強化能およびひずみ時効による
硬化能を得るためには0.03質量％を超えるＣ含有が必要
である。しかし、Ｃ含有量が高くなるに伴い焼鈍後およ
び調質圧延後の延性・靱性が低下するとともに、時効処
理による延性・靱性改善効果も薄れてくる。このような
弊害はＣ含有量が0.10質量％を超えると顕著に現れるよ
うになる。したがって、Ｃ含有量は0.03超え〜0.10質量
％に規定する。

【００２１】Siは、固溶強化能が大きく、マトリックス
を強化する。この作用はSi含有量が0.2質量％以上で顕
著に現れる。しかし、2.0質量％を超えてSiを含有させ
ても固溶強化作用は飽和するとともに、δフェライト相
の生成が助長されることによる延性および靱性の劣化が
目立つようになる。したがって、Si含有量は、0.2〜2.0
質量％に規定する。

【００２２】Mnは、高温域でのδフェライト相の生成を
抑制する。しかし、多量のMn含有は焼鈍後の残留オース
テナイト量を多くさせ、強度・ばね特性を劣化させる原
因となる。このため、Mn含有量は1.0質量％以下に規定
する。より好ましいMn含有量の範囲は0.2〜0.6質量％で
ある。

【００２３】Ｐは、靱性および耐食性を悪化させる原因
となるので、少ないほど望ましい。本発明ではＰ含有量
は0.06質量％まで許容できる。

【００２４】Ｓは、MnＳ等の非金属介在物として鋼中に
存在し、その量が多くなると靱性に悪影響を及ぼす。ま
た、熱間圧延時には粒界に偏析して熱間加工割れや肌荒
れの原因となる。熱間加工割れは概ね0.01質量％以下の
Ｓ含有量でほぼ解消される。しかし熱延時の肌荒れはＳ
含有量が0.006質量％を超えると顕著になり、その結
果、冷延時に耳切れを起こす等のトラブルが発生しやす
くなる。このため、本発明ではＳ含有量を0.006質量％
以下に制限する。

【００２５】Niは、同じオーステナイト生成元素である
ＣおよびＮの一部を置換して、多量のＣ，Ｎ添加による
靱性低下を防止する上で有効である。また、δフェライ
ト相の生成を抑制する。本発明で対象とする合金系にお
いてこれらの効果を有効に得るには、少なくとも2.0質
量％以上のNi含有が必要である。しかし、5.0質量％を
超えて多量のNiを含有させると、残留オーステナイト量
が多くなりすぎ、強度低下を招く。この場合、Ｃ，Ｎを
低減して残留オーステナイト量の低減を図ろうとする
と、Ｃ，Ｎによる固溶強化能が十分発揮できず、高強度
化は望めない。したがって本発明ではNiの添加が必須で
あり、その含有量を2.0〜5.0質量％に規定する。

【００２６】Crは、優れた耐食性を得るために、本発明
では14.0質量％以上の含有が望ましい。しかし、Cr含有
量が16.5質量％を超えると、鋳造状態および最終製品の
δフェライト量が多くなる。若干のδフェライト相は延
性・靱性などにそれほど悪影響を及ぼさないが、17.0質
量％を超えるCrを含有させると、δフェライト相の増加
に起因して良好な延性・靱性・ばね特性を得るのが困難
になるとともに、冷延時には耳切れが発生しやすくな
り、歩留り低下をもたらす。この場合、成分調整によっ
てδフェライト相の生成抑制を図ろうとすると、オース
テナイト生成元素の多量添加が必要となるが、これでは
最終焼鈍後に多量のオーステナイト相が残留して強度の
低下を招くこととなる。したがって、Cr含有量は14.0〜
17.0質量％の範囲に規定する。

【００２７】Ｎは、Ｃと同様、δフェライト相の生成を
抑制するとともに、固溶強化作用によって強度向上に寄
与する。また、Ｃの一部をＮで置換してＣの多量添加を
抑制することにより、延性および靱性の劣化を回避する
ことができる。このようなＮの作用を有効に得るために
は、少なくとも0.03質量％を超えるＮ含有が必要であ
る。しかし、0.10質量％を超えて多量にＮを含有させる
と、残留オーステナイト量が多くなりすぎるために、十
分な高強度化が達成できないことがある。この場合、Ｃ
含有量の低減によって残留オーステナイト量の増加を回
避しようとすると、ＣはＮよりも固溶強化能が大きいこ
ともあって結局十分な高強度は得られない。したがっ
て、Ｎの含有量は0.03超え〜0.10質量％に規定する。

【００２８】Ｂは、本発明では冷間圧延時における耳切
れを抑制し、高い歩留りを得る上で有効な元素である。
また、焼鈍後の冷却過程で、場合によってはＳが粒界に
偏析して室温での延性および靱性の低下をきたすことが
あるが、Ｂはこの弊害を小さくする作用を有する。これ
らのＢの作用は0.0010質量％以上の含有で有効に現れ
る。一方、0.0070質量％を超えて多量に含有させても上
記効果は飽和するとともに、Ｂ系析出物の粒界析出によ
る最終製品の靱性低下が顕著となる。したがって、Ｂを
含有させる場合には、0.0010〜0.0070質量％の範囲とす
ることが望ましい。なお、本発明においてＢは必ずしも
必要な添加元素ではない。すなわち、Ｂは無添加であっ
てもよいし、また0.0010質量％未満の範囲で含有してい
ても構わない。

【００２９】前記(1)式で定義されるＡ値は、本発明で
規定する成分系の鋼材において、焼鈍後のδフェライト
量と良い対応関係を示す指標である。このＡ値が−1.8
以上となる成分組成において、冷間圧延性および最終製
品の延性・靱性に対するδフェライトの悪影響を回避す
ることができる。したがって本発明では、Ａ値が−1.8
以上となる成分組成に限定する。

【００３０】前記(2)式で定義されるＨ値は、本発明で
規定する成分系の鋼材において、焼鈍後のビッカース硬
さと良い対応関係を示す指標である。このＨ値が380以
上となる成分組成において、時効処理後の硬さはほぼHv
400以上となり、昨今のユーザーニーズを満足させる強
度レベルが達成される。

【００３１】前記特開平7−157850号公報，特開平8−74
006号公報に開示されているような従来の析出硬化型マ
ルテンサイト系ステンレス鋼では、Cu，Al，Ti，Mo等の
析出硬化元素による時効硬化を利用するため、時効処理
によって上昇する強度レベルの変化量は著しく、例えば
時効処理前後の硬さの変化はHv値で150〜200程度にもな
る。しかし本発明の場合、Cu，Al，Ti，Mo等の析出硬化
元素を含有させることなくマルテンサイト系ステンレス
鋼の高強度化を図ることを重要な課題としている。この
ため時効処理での強化機構も「ひずみ時効」を利用する
点で、上記従来の「析出硬化」を利用するものとは本質
的に相違する。

【００３２】本発明では、基本的に焼入れ硬化によって
強度を上昇させ、そのうえで時効処理を施し、一層の強
度向上を図るのである。その時効処理においては「ひず
み時効」を利用するのであるから、上記従来の析出硬化
型鋼のような時効処理での極めて著しい強度上昇を意図
するものではない。したがって本発明では、時効処理前
の段階において、既にある程度高い強度レベルに達して
いることが必要となる。そこで、焼鈍後に安定して高い
強度レベルが得られるように、鋼の化学組成範囲を厳密
に規定するという手法を採用するのである。その意味
で、前記Ｈ値の規定は本発明において極めて重要な意味
をなす。

【００３３】以上の規定に従って化学組成が調整された
鋼は、溶製後、公知の製造プロセスに従って熱間圧延お
よび冷間圧延を受け、その後、鋼板としての最終焼鈍が
施される。ここで、冷間圧延前には通常、中間焼鈍が施
され、「中間焼鈍→冷間圧延」の工程は必要に応じて複
数回繰り返して付与される場合もある。鋼板としての最
終焼鈍では、その冷却過程で焼入れ処理が施される。本
発明でいう「焼鈍材」とは、この最終焼鈍を終えた材料
を意味し、前記(2)式に従うＨ値は、この焼鈍材におけ
るビッカース硬さを推定する指標である。

【００３４】この焼鈍材は、必要に応じて調質圧延、あ
るいは更に製品加工が施され、時効処理に供される。本
発明で対象とする最終焼鈍後の製造プロセスを例示する
と以下のようになる。（）は最終焼鈍後のプロセスに
おける出発材料、〔〕は本発明の目的鋼材である。 (a).（焼鈍材）→時効処理→〔高強度鋼板素材〕 (b).（焼鈍材）→調質圧延→時効処理→〔高強度鋼板素
材〕 (c).（焼鈍材）→製品加工→時効処理→〔高強度部品〕 (d).（焼鈍材）→調質圧延→製品加工→時効処理→〔高
強度部品〕

【００３５】ここで、〔高強度部品〕には最終製品と中
間製品が含まれる。また、プロセス(c)(d)の「製品加
工」には、途中で１回または複数回の中間焼鈍を挟む場
合が含まれる。例えば１回の中間焼鈍を挟む場合の「製
品加工」は「１次加工→中間焼鈍→２次加工」となる。

【００３６】プロセス(a)(b)では、通常、連続熱処理ラ
インを用いて鋼帯の状態で時効処理が施される。得られ
た〔高強度鋼板素材〕は、主として打抜きやスリット等
の簡単な加工工程を経て、メタルガスケット，メタルマ
スク，フラッパーバルブ，スチールベルト等の、平面状
あるいは帯状の部品用途に供される。一方、プロセス
(c)(d)は、曲げ，プレス成形等の比較的複雑な機械加工
が必要な部品用途に適している。この場合の時効処理の
方法としては、加工部品をベルトコンベアに載せて熱処
理炉に通す連続的な処理方法と、バッチ式の熱処理炉を
用いる方法が挙げられる。

【００３７】プロセス(b)(d)のように、調質圧延を施す
ことは、本発明において高強度と優れたばね特性を付与
する上で有効である。ただし、調質圧延率が増加するに
伴い、鋼材の延性・靱性は低下するようになる。このた
め、強度・ばね特性と、延性・靱性の両面から調質圧延
率を検討する必要がある。発明者らの調査の結果、例え
ば0.5％といったわずかな調質圧延率でも、強度・ばね
特性の改善効果が認められた。しかし、調質圧延率があ
まり低いと特性が安定しにくく、また、1％以上の調質
圧延率を確保することによって多くのばね用途に適用で
きる優れたばね特性が得られることから、調質圧延率は
1％以上とすることが望ましい。一方、調質圧延率が10
％を超えると延性面・靱性面での問題が生じるととも
に、高強度化に起因して圧延負荷が増大し、作業性・生
産性が低下する。このため、調質圧延を施す場合には1
〜10％の圧延率とすることが望ましい。

【００３８】本発明では、時効処理を施すことによって
「ひずみ時効」を生じさせ、鋼材の強度レベルを一層高
いものにする。この強度上昇作用は、時効処理の均熱温
度が350℃以上で明確に現れる。しかし、均熱温度が500
℃を超えると急激に強度が低下するとともに、強度のバ
ラツキも大きくなる。したがって、時効処理は均熱温度
350〜500℃の範囲で行う必要がある。なお、後述の実施
例で示すように、均熱温度が450℃付近で時効処理後の
硬さはピークとなる。このため、予め使用する熱処理炉
において材料温度の時間曲線（ヒートカーブ）を求めて
おき、均熱温度の目標値を450℃に設定した制御を行う
ことが望ましい。その際、均熱温度を450±20℃の範囲
（すなわち下限430℃，上限470℃）にコントロールする
ことが非常に好ましい。

【００３９】上記350〜500℃の均熱温度範囲であれば、
均熱時間0分であっても有効な硬化作用が得られるが、
均熱時間を長くした方が材料特性は安定化しやすい。種
々検討した結果、120分以内の均熱時間範囲において強
度向上効果が得られるが、それより長時間の時効処理
は、作業効率の低下および製造コストの上昇というマイ
ナスの効果を大きくすることがわかった。このため、本
発明では時効処理の均熱時間を0〜120分に規定する。た
だし、均熱時間が60分を超えると材料特性の安定化効果
はほぼ飽和するとともに、均熱温度が比較的高い場合に
は60分を超える時間域で硬化の度合いが小さくなる傾向
を示す。したがって、均熱時間は0〜60分とすることが
一層望ましい。より詳しくは、均熱温度が470℃を超え5
00℃以下の場合に、特に0〜60分の均熱時間とすること
が効果的である。また、均熱温度が例えば350℃以上430
℃未満といった比較的低温の場合には、均熱時間があま
り短いと、鋼材の場所による到達温度が不均一となりや
すく、それに伴い材料特性のバラツキが大きくなる恐れ
もあるので、この場合には1分以上の均熱時間を確保す
ることが望ましい。

【００４０】時効処理を連続熱処理ラインで行う場合に
は、例えば均熱1分というような短時間の制御も比較的
容易である。しかし、バッチ式の炉で行う場合には、現
実の操業現場で均熱時間を例えば数分以下といった短時
間にコントロールすることは一般的に困難である。その
ような場合、個々の操業現場によって事情は異なるが、
概ね10〜120分の範囲で最も効率の良い均熱時間を選択
することができる。

【００４１】本発明で規定する化学組成の鋼材に対し
て、上記条件での時効処理を施したとき、強度のみなら
ず延性・靱性も向上することが、本発明者らの実験によ
り確かめられている。

【００４２】

【実施例】〔実施例１〕表１に示す化学組成を有する鋼
を溶解し、各鋼とも100kgの鋼塊から熱間圧延を経て板
厚4.0mmの熱延板を製造した。表１中、A1およびA2が本
発明で規定する化学組成を有する発明対象鋼、B1は比較
鋼のSUS301（加工硬化型ステンレス鋼）である。なお、
表１には発明対象鋼についてＡ値およびＨ値も記載し
た。

【００４３】

【表１】

【００４４】A1，A2の熱延板に中間焼鈍，冷間圧延を施
して板厚約2mmと約1mmの鋼帯とし、これらに1010℃×1
分の最終焼鈍を施し、一部の材料について更に圧延率5
％の調質圧延を施して、「焼鈍鋼板」および「調質圧延
鋼板」を得た。比較鋼のB1は加工硬化型ステンレス鋼で
あるため、焼鈍後に圧延率45％の冷間圧延を行い、板厚
約2mmと約1mmの「調質圧延鋼板」とした。これらの鋼板
に、バッチ式電気炉を用いて均熱温度300〜600℃の範囲
で均熱時間30分の時効処理を施した。時効処理後のサン
プルについて、ビッカース硬さ，伸び，Vノッチシャル
ピー衝撃値を測定した。シャルピー衝撃試験のみ板厚約
2mm、それ以外の試験はいずれも板厚約1mmのサンプルを
用いた。各試験片は圧延方向が長手方向となるように採
取した。試験結果を図１〜３に示す。なお、図中の温度
はいずれも均熱温度を意味する。

【００４５】図１に示されるように、本発明対象鋼A1，
A2では焼鈍鋼板，調質圧延鋼板ともに、時効処理によっ
て硬さの上昇が認められる。350℃以上でその上昇の度
合いは大きくなり、450℃前後で硬さのピークが現れ
る。しかし、500℃を超えると硬さは急激に低下し、時
効処理前よりも低くなる。このことから、時効処理温度
は350〜500℃の範囲が適切であることがわかる。特に、
450±20℃の範囲にコントロールすれば、その材料にお
いて最も高い硬さレベルを安定して実現できる。

【００４６】図２，図３に示されるように、本発明対象
鋼A1，A2では焼鈍鋼板，調質圧延鋼板ともに時効処理に
よって伸び，シャルピー衝撃値の上昇が認められる。こ
れに対し比較鋼B1は、350〜500℃の範囲の加熱によって
伸び，シャルピー衝撃値とも劣化している。以上のこと
から、本発明の製造方法に従うと、析出硬化型元素を含
有しない安価な焼入れ硬化型ステンレス鋼において、加
工硬化型である従来鋼SUS301と同等の強度を有しながら
も、SUS301より優れた延性・靱性を有する鋼材が得られ
ることが確認された。

【００４７】〔実施例２〕表１に示した発明対象鋼A1の
調質圧延鋼板から200mm角のサンプルを切り出し、バッ
チ式電気炉に装入して、均熱温度を450℃または500℃と
し、均熱時間を0〜120分の範囲で変化させた条件で時効
処理を行った（バッチ式時効処理）。また、A1の調質圧
延鋼板を鋼帯の状態で連続熱処理炉に通板し、均熱温度
450℃で、均熱時間が0分または10分の条件で時効処理を
行った（連続時効処理）。これらの実験で得られた均熱
時間と硬さの関係を図４に示す。

【００４８】図４に示されるように、均熱時間が0分で
あっても十分な硬さの上昇が認められる。また、連続時
効処理の場合もバッチ式時効処理とほぼ同様の硬化作用
が見られる。一方、均熱温度が500℃のバッチ式時効処
理の例のように、時効処理温度が比較的高いと、60分以
内の均熱時間域において硬さのピークが見られ、60分を
超える均熱時間では硬化の度合いが小さくなることがわ
かる。したがって、特に均熱温度が高い場合には、均熱
時間を60分以内とするのが効果的である。

【００４９】

【発明の効果】本発明によれば、Cu，Al，Ti，Moといっ
た時効硬化元素を含有させることなく、比較的安価なマ
ルテンサイト系の焼入れ硬化型ステンレス鋼の範疇にお
いて、加工硬化型のSUS301並みの高い強度を有し、かつ
延性および靱性に優れた鋼材の製造が実現できた。した
がって本発明は、各種ばねやメタルガスケット，メタル
マスク，スチールベルト等の高強度部材用途においてコ
ストパフォーマンスの高い鋼材の提供を可能にする。

【図面の簡単な説明】

【図１】材料の硬さに及ぼす時効処理温度の影響を示し
たグラフである。

【図２】材料の伸びに及ぼす時効処理温度の影響を示し
たグラフである。

【図３】材料のシャルピー衝撃値に及ぼす時効処理温度
の影響を示したグラフである。

【図４】材料の硬さに及ぼす時効処理時間の影響を示し
たグラフである。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者磯崎誠一山口県新南陽市野村南町4976番地日新製鋼株式会社内Ｆターム(参考） 4K037 EA02 EA04 EA12 EA15 EA18 EA20 EA23 EA25 EA27 EA28 EB06 EB08 EB09 FL01 FL02 FM02 FM04

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】質量％で、Ｃ：0.03超え〜0.10％， Si：0.2〜2.0％， Mn：1.0％以下，Ｐ：0.06％以下，Ｓ：0.006％以下， Ni：2.0〜5.0％， Cr：14.0〜17.0％，Ｎ：0.03超え〜0.10％，Ｂ：0〜0.0070％（無添加を含む）を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物であり、下記
(1)式で定義されるＡ値が−1.8以上となり、かつ下記
(2)式で定義されるＨ値が380以上となる化学組成を有す
るマルテンサイト系ステンレス鋼の焼鈍材に、均熱温度
350〜500℃，均熱時間0〜120分の時効処理を施す、強度
・延性・靱性に優れたマルテンサイト系ステンレス鋼材
の製造方法。Ａ値＝30(Ｃ＋Ｎ)−1.5Si＋0.5Mn＋Ni−1.3Cr＋11.8 ・・(1) Ｈ値＝363Ｃ−12Si−14Mn−26Ni−18Cr−107Ｎ＋818 ・・(2)
【請求項２】質量％で、Ｃ：0.03超え〜0.10％， Si：0.2〜2.0％， Mn：1.0％以下，Ｐ：0.06％以下，Ｓ：0.006％以下， Ni：2.0〜5.0％， Cr：14.0〜17.0％，Ｎ：0.03超え〜0.10％，Ｂ：0〜0.0070％（無添加を含む）を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物であり、下記
(1)式で定義されるＡ値が−1.8以上となり、かつ下記
(2)式で定義されるＨ値が380以上となる化学組成を有す
るマルテンサイト系ステンレス鋼の1〜10％調質圧延材
に、均熱温度350〜500℃，均熱時間0〜120分の時効処理
を施す、強度・延性・靱性に優れたマルテンサイト系ス
テンレス鋼材の製造方法。Ａ値＝30(Ｃ＋Ｎ)−1.5Si＋0.5Mn＋Ni−1.3Cr＋11.8 ・・(1) Ｈ値＝363Ｃ−12Si−14Mn−26Ni−18Cr−107Ｎ＋818 ・・(2)
【請求項３】質量％で、Ｃ：0.03超え〜0.10％， Si：0.2〜2.0％， Mn：1.0％以下，Ｐ：0.06％以下，Ｓ：0.006％以下， Ni：2.0〜5.0％， Cr：14.0〜17.0％，Ｎ：0.03超え〜0.10％，Ｂ：0〜0.0070％（無添加を含む）を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物であり、下記
(1)式で定義されるＡ値が−1.8以上となり、かつ下記
(2)式で定義されるＨ値が380以上となる化学組成を有す
るマルテンサイト系ステンレス鋼の焼鈍材を素材として
製品加工された鋼材に対し、均熱温度350〜500℃，均熱
時間0〜120分の時効処理を施す、強度・延性・靱性に優
れたマルテンサイト系ステンレス鋼材の製造方法。Ａ値＝30(Ｃ＋Ｎ)−1.5Si＋0.5Mn＋Ni−1.3Cr＋11.8 ・・(1) Ｈ値＝363Ｃ−12Si−14Mn−26Ni−18Cr−107Ｎ＋818 ・・(2)
【請求項４】質量％で、Ｃ：0.03超え〜0.10％， Si：0.2〜2.0％， Mn：1.0％以下，Ｐ：0.06％以下，Ｓ：0.006％以下， Ni：2.0〜5.0％， Cr：14.0〜17.0％，Ｎ：0.03超え〜0.10％，Ｂ：0〜0.0070％（無添加を含む）を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物であり、下記
(1)式で定義されるＡ値が−1.8以上となり、かつ下記
(2)式で定義されるＨ値が380以上となる化学組成を有す
るマルテンサイト系ステンレス鋼の1〜10％調質圧延材
を素材として製品加工された鋼材に対し、均熱温度350
〜500℃，均熱時間0〜120分の時効処理を施す、強度・
延性・靱性に優れたマルテンサイト系ステンレス鋼材の
製造方法。Ａ値＝30(Ｃ＋Ｎ)−1.5Si＋0.5Mn＋Ni−1.3Cr＋11.8 ・・(1) Ｈ値＝363Ｃ−12Si−14Mn−26Ni−18Cr−107Ｎ＋818 ・・(2)
【請求項５】鋼材がＢ：0.0010〜0.0070質量％を含有
するものである請求項１〜４に記載の製造方法。
【請求項６】時効処理の均熱時間が0〜60分である請
求項１〜５に記載の製造方法。
【請求項７】時効処理の均熱温度を450±20℃にコン
トロールする請求項１〜６に記載の製造方法。