(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％にて、Ｃ；０．０８％以下、Ｎ；０．０８％以下、但しＣ、Ｎが合計で０．１０％未満であり、Ｓｉ；１．０を超え４．０％以下、Ｍｎ；５．０％以下、Ｎｉ；３．０〜１４．０％、Ｃｒ；３．０〜１４．０％、ＭｏまたはＷの１種または２種が、Ｍｏ＋１／２Ｗで０．５〜５．０％以下、Ｃｕ；５．０％以下（０％を含む）、Ａｌ；０．３％以下（０％を含む）、Ｏ；０．００５％以下、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、かつ（１）式で示されるＡ値が２５以下であって、マルテンサイト相を体積％で５０％以上含むことを特徴とする優れた冷間加工性と高い疲労強度をもつ析出硬化型マルテンサイト系鋼。
Ａ＝Ｎｉ＋０．６５Ｃｒ＋０．９８Ｍｏ＋０．４９Ｗ＋１．０５Ｍｎ＋０．３５Ｓｉ＋Ｃｕ＋１２．６（Ｃ＋Ｎ）…（１）
Ａ値は、それぞれの元素の含有量を質量％で計算。
（ただし、選択元素のうち無添加の元素はゼロとして計算）
【請求項２】
質量％にて、Ｃ；０．０８％以下、Ｎ；０．０８％以下、但しＣ、Ｎが合計で０．１０％未満であり、Ｓｉ；１．０を超え４．０％以下、Ｍｎ；３．０％以下、Ｎｉ；３．０〜１４．０％、Ｃｒ；３．０〜１４．０％、ＭｏまたはＷの１種または２種が、Ｍｏ＋１／２Ｗで０．５〜５．０％以下、Ｃｕ；５．０％以下（０％を含む）、Ａｌ；０．３％以下（０％を含む）、Ｏ；０．００５％以下、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、かつ（１）式で示されるＡ値が２３以下であって、マルテンサイト相を体積％で８０％以上含むことを特徴とする優れた冷間加工性と高い疲労強度をもつ析出硬化型マルテンサイト系鋼。
Ａ＝Ｎｉ＋０．６５Ｃｒ＋０．９８Ｍｏ＋０．４９Ｗ＋１．０５Ｍｎ＋０．３５Ｓｉ＋Ｃｕ＋１２．６（Ｃ＋Ｎ）…（１）
Ａ値は、それぞれの元素の含有量を質量％で計算。
（ただし、選択元素のうち無添加の元素はゼロとして計算）
【請求項３】
（２）式で示されるＨ値が１０以上であることを特徴とする請求項１または２に記載の優れた冷間加工性と高い疲労強度をもつ析出硬化型マルテンサイト系鋼。
Ｈ＝Ｎｉ＋０．９８Ｍｏ＋０．４９Ｗ＋０．３５Ｓｉ＋Ｃｕ…（２）
Ｈ値は、それぞれの元素の含有量を質量％で計算。
（ただし、選択元素のうち無添加の元素はゼロとして計算）
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、加工性と高強度且つ高疲労強度が共に要求される部材、部品、例えば板ばね、コイルばね、フラッパーバルブ、ダイヤフラム、メタルガスケット等に用いることが可能な優れた冷間加工性と高い疲労強度をもつ析出硬化型マルテンサイト系鋼に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
従来、ばね材等の高強度を必要とされる部材、部品には、加工硬化型オーステナイト系ステンレス鋼や、析出硬化型系マルテンサイト系鋼が使用されてきた。
例えばJIS  SUS301に代表される加工硬化型オーステナイト系ステンレス鋼は、溶体化処理された状態でオーステナイト相を呈し、その後の冷間圧延で加工誘起マルテンサイト相を生成させて高強度を得ようとするものである。
その強度は冷間加工量やマルテンサイト量に依存するが、冷間加工のみで所望の強度に精度良く調整するのは難しく、また冷間加工率を大きくするほど材料の異方性が増すとともに靭性も低下するものである。
【０００３】
一方、析出硬化型マルテンサイト系鋼は、Cu、Al、Ti等の析出硬化に寄与する元素を添加したり、C、Nを積極添加したしたりして、時効処理により硬化させるものであり、時効処理前の硬さが加工硬化型オーステナイト系ステンレス鋼に比して低く、打ち抜き加工性や成形加工性に優れている。
また、時効処理後には析出硬化により高強度化され、優れた疲労特性及び靭性を維持する。この特徴を活用し、各種バネ材料等として広範な分野で使用されている。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
上述した析出硬化型マルテンサイト系鋼の使用分野が多岐にわたるに伴って、バネをはじめとして、薄板化等用途に応じた要求が強くなってきている。この薄板化に対応するために、時効処理前の硬さが低く冷間加工性が良好であり、介在物が微細で疲労特性に優れた高強度鋼が要求されるようになった。
そこで本発明者等は、上述した析出硬化型マルテンサイト系鋼について、種々の検討を行なった。
【０００５】
先ず、Cu添加により析出硬化を狙ったものとして、JIS  SUS630が代表的である。JIS  SUS630は、溶体化処理後の時効処理により硬化を図るものであるが、引張強さが1400MPa程度と低く、高い疲労強度が要求される用途での使用では、強度が十分ではない。
次に、Alを添加することにより析出硬化を狙ったものとして、Alが1%程度添加されているJIS  SUS631が代表的である。JIS  SUS631は、溶体化処理に次ぐ冷間加工によりマルテンサイト相を生成し、時効処理によってNi-Al系化合物を析出させることによって硬度を高くするものであり、引張強さが1800MPa程度のかなり高強度のものが得られる。しかし、Alを一定量を超えて添加すると溶解時に粗大なAlの酸化物を生成させ、疲労強度を低下させる可能性がある。
【０００６】
また、Ｔｉを添加することにより析出硬化を狙ったものとして、ＡＳＴＭ  ＸＭ−１６が代表的である。ＡＳＴＭ  ＸＭ−１６は、時効処理によってＮｉ−Ｔｉ系化合物の析出硬化を利用したものであり、ＪＩＳ  ＳＵＳ６３１と同様に引張強さが１８００ＭＰａ程度のかなり高強度のものが得られる。しかし、Ｔｉを添加すると溶解時にＴｉの炭窒化物が生成し、疲労特性を著しく低減させる原因になる。
また、Ｃ、Ｎを積極添加する析出硬化型マルテンサイト系鋼では、ＣとＮを合計で０．１％程度以上含有することによってマルテンサイト相の強度を増すが、マルテンサイト相そのものの強度が高いため、時効処理前の硬さがＪＩＳ  ＳＵＳ６３０およびＪＩＳ  ＳＵＳ６３１に比べ高く、成形加工性に劣るといった問題があった。
以上、説明する通り、従来から知られている析出硬化型マルテンサイト系鋼では、優れた冷間加工性と、高疲労強度を両立可能なものはなく、特に薄い板材の用途には適用が難しかった。
本発明の目的は、優れた冷間加工性と高い疲労強度を併せもつ析出硬化型マルテンサイト系鋼を提供することである。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
本発明者等は、優れた冷間加工性と高い疲労強度を併せもった析出硬化型マルテンサイト系鋼を得るために、種々の合金元素と、その適正な含有量を鋭意検討した結果、先ず、冷間加工性を良好にするため、C、Nを低減すれば、マルテンサイト相の硬さを低減して時効処理前の硬さを低くできるといった第一の知見を見出した。次に、高い疲労強度の実現として、溶解時に粗大な介在物が生成することにより疲労強度が低下しないようにAlの添加量を制限し、Tiを無添加としたうえで、時効処理後の強度が高くなるように種々検討した結果、本発明に到達した。
【０００８】
すなわち本発明は、質量％にて、Ｃ；０．０８％以下、Ｎ；０．０８％以下、但しＣ、Ｎが合計で０．１０％未満であり、Ｓｉ；１．０を超え４．０％以下、Ｍｎ；５．０％以下、Ｎｉ；３．０〜１４．０％、Ｃｒ；３．０〜１４．０％、ＭｏまたはＷの１種または２種が、Ｍｏ＋１／２Ｗで０．５〜５．０％以下、Ｃｕ；５．０％以下（０％を含む）、Ａｌ；０．３％以下（０％を含む）、Ｏ；０．００５％以下、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、かつ（１）式で示されるＡ値が２５以下であって、マルテンサイト相を体積％で５０％以上含む優れた冷間加工性と高い疲労強度をもつ析出硬化型マルテンサイト系鋼である。
Ａ＝Ｎｉ＋０．６５Ｃｒ＋０．９８Ｍｏ＋０．４９Ｗ＋１．０５Ｍｎ＋０．３５Ｓｉ＋Ｃｕ＋１２．６（Ｃ＋Ｎ）…（１）
Ａ値は、それぞれの元素の含有量を質量％で計算。
（ただし、選択元素のうち無添加の元素はゼロとして計算）
【０００９】
また本発明は、質量％にて、Ｃ；０．０８％以下、Ｎ；０．０８％以下、但しＣ、Ｎが合計で０．１０％未満でありＳｉ；１．０を超え４．０％以下、Ｍｎ；３．０％以下、Ｎｉ；３．０〜１４．０％、Ｃｒ；３．０〜１４．０％、ＭｏまたはＷの１種または２種が、Ｍｏ＋１／２Ｗで０．５〜５．０％以下、Ｃｕ；５．０％以下（０％を含む）、Ａｌ；０．３％以下（０％を含む）、Ｏ；０．００５％以下、、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、かつ（１）式で示されるＡ値が２３以下であって、マルテンサイト相を体積％で８０％以上含む優れた冷間加工性と高い疲労強度をもつ析出硬化型マルテンサイト系鋼である。
Ａ＝Ｎｉ＋０．６５Ｃｒ＋０．９８Ｍｏ＋０．４９Ｗ＋１．０５Ｍｎ＋０．３５Ｓｉ＋Ｃｕ＋１２．６（Ｃ＋Ｎ）…（１）
Ａ値は、それぞれの元素の含有量を質量％で計算。
（ただし、選択元素のうち無添加の元素はゼロとして計算）
【００１０】
好ましくは、上述の優れた冷間加工性と高い疲労強度をもつ析出硬化型マルテンサイト系に記載の鋼組成で、かつ（２）式で示されるＨ値が１０以上である優れた冷間加工性と高い疲労強度をもつ析出硬化型マルテンサイト系鋼である。
Ｈ＝Ｎｉ＋０．９８Ｍｏ＋０．４９Ｗ＋０．３５Ｓｉ＋Ｃｕ…（２）
Ｈ値は、それぞれの元素の含有量を質量％で計算。
（ただし、選択元素のうち無添加の元素はゼロとして計算）
【００１３】
【発明の実施の形態】
上述しように、本発明の最大の特徴は、C、Nを低減したことにより、マルテンサイト相の硬さが低く、加工性が良好であること、および溶解時に粗大な介在物を生成するAlの添加量を制限し、Tiを無添加とすることで疲労特性を向上させたことにある。なお、本発明で言うTiを無添加にしたとは、ある特定の作用効果を望んで積極的に添加しないということであって、不可避的に含有される程度のTi量は無添加の範囲であることは言うまでもない。
以下に本発明を詳しく説明する。
【００１４】
CおよびNは、マルテンサイト相を強化し、硬度を高くするため冷間加工性を悪くする原因になることから、CおよびNの単独での含有量はそれぞれ0.08%以下とした。但し、本発明において単独でのCとNを制限したのみでは、マルテンサイト相の硬さが加工性、打抜き性を容易にする、例えば480HV程度以下まで容易に低下させることが出来ないので、本発明ではCとNの含有量の合計を0.10%未満とした。
【００１５】
Siは、時効処理において時効硬化を促進する作用があり、その作用を得るためには1.0%以下の添加では不十分である。しかし、4.0%を越えて添加してもより一層の向上効果がないことから、1.0％を超え4.0％以下とした。
Mnは、脱酸のため少量添加するが、その一方で、Mnはオーステナイト生成元素であり、過度に添加すると後述するNi当量の制御において係数が大きく、時効硬化に重要な元素であるNi、Mo、W、Si、Cu等の元素の添加量を抑えなければばらないという弊害が生じ、結果として時効処理において十分な高硬度が得られにくくなる。従って、Mn添加量を抑える必要があることから5.0%以下とした。好ましい添加量は3.0%以下である。
【００１６】
Niは、時効処理において硬度を高めるのに非常に重要な元素であるため3.0%以上は必要であるが、NiもMnと同じくオーステナイト生成元素であり、14.0%を超えて添加するとオーステナイト相が安定になりすぎ、マルテンサイト変態が起こりにくくなるため3.0〜14.0%とした。
Crは、マルテンサイト相を得るために有効な元素であるが、3%より少ないとその効果が十分に得られず、時効処理のときに硬度を高くする効果が殆どみられない。また、過度に添加すると後述するNi当量を適量に保つのが困難となり、時効硬化に有効な元素の添加量を抑えなければばらないという弊害が生じるため、Crは3〜14.0%とした。更には、Cr添加量を抑えることで冷間加工性がより一層向上するので、好ましい範囲は3％以上、12.0%未満が良い。
【００１７】
Moは、時効熱処理において硬度を高めるのに非常に有効な元素である。WもMoと同様、時効熱処理において硬度を高めるのに有効であるが、W単独ではその効果は小さく、Wを添加する場合は、Moの一部を当量のW（1/2Wが当量のMoに相当）で置換する形で0.5%以上添加する必要がある。
しかし、5.0%を越えて添加するとデルタフェライトを生成し、熱間加工性、冷間加工性を劣化させるので、0.5〜5.0%とした。
Cuは、Mo、W同様に少量添加することで時効熱処理において硬度を高めるのに効果的な元素であるが、Cuの作用はMoと同様であるため本発明鋼では、Mo含有量によっては、無添加(0%)としても良い。Cuを添加する場合、5.0%を超えて添加すると熱間加工性が劣化しやすいことから、Cuは5.0%以下（0％を含む）とした。
【００１８】
Alは脱酸剤として少量添加するが0.3%を超えて添加すると溶解時に粗大な酸化物を形成し疲労特性や機械的特性に悪影響をおよぼすため、0.3%以下の範囲とし、無添加(0%)でも良い。
Oは、酸化物系介在物を形成して靭性、疲労強度を低下させる不純物元素であるので、0.005以下に制限した。
【００２０】
なお、不純物元素であるＰ、Ｓについては、通常の溶解工程で混入するレベルなら問題ないので特に規定はしないが、低い方が望ましく、Ｐは０．０４％以下、Ｓは０．０１％以下の範囲であれば、冷間加工性や疲労強度が著しく劣化することはない。
【００２１】
本発明では、上述する各元素を、本発明で規定する範囲に調整した上で、次の関係式を満たさなければ、優れた冷間加工性と、優れた疲労強度の両立は出来ない。
具体的に説明すると、析出硬化に有効であるAlの添加量を制限し、Tiを無添加としていることから、時効処理により高強度を得るためには、時効析出が起こりやすい基地組織であるマルテンサイト相が一定量以上得られる組成に更に調整する必要があり、具体的には、母相のマルテンサイト相が固溶化処理に次ぐ冷間加工後に体積%で50%以上、好ましくは80%以上が容易に得られるような化学組成にするため、以下の関係式を用いて更に調整する。
【００２２】
そのため本発明では、マルテンサイト変態のしやすさに関係するNi当量の適正化が必要である。
本発明で(1)式として示すA値は、本発明鋼のNi当量を示しており、この式のA値の大小がマルテンサイト相の生成し易さを左右する重要な指標である。A値は、マルテンサイト相の生成のし易さに影響する各元素の質量%に各元素の効果に応じてそれぞれ係数を付した値を足したものである。
実験の結果、本発明鋼では、このA値が25を越えるとマルテンサイト相が生成しにくくなり、固溶化処理して、70%以上の冷間加工を施してもマルテンサイト相の体積％が50%より低くなり、時効処理において十分な高硬度が得られにくくなることから、(1)式に示すA値を25以下とした。
より高強度とするためには、固溶化処理し、冷間加工後にマルテンサイト相が体積％で80%以上含まれることが望まれるため、A値は23以下が好ましい。
【００２３】
なお、本発明で施す固溶化処理は、900〜1150℃の範囲で、3〜100分程度行うと良い。これは、析出元素を固溶させると同時に固溶化処理温度において、基地をオーステナイト相にするためである。固溶化処理後の冷却により、オーステナイト相をそのまま保つか、あるいは、一部マルテンサイト相が生成した2相組織となる。
【００２４】
更に、固溶化処理後の冷却によりマルテンサイト相とオーステナイト相の2相組織とするか、あるいは、さらに冷間加工を行い、マルテンサイト量を増した後、時効処理により高強度を得るためには、時効析出に寄与するNi、Mo、W、Si、Cu量が、本発明鋼において規定した(2)式を満足することが好ましい。
(2)式に示すH値は、本発明鋼の時効処理における硬化し易さを検討し、各元素の効果に応じてそれぞれ係数を各元素の質量％に付した値を足したものである。この式のH値の大小が時効処理による硬化のし易さを左右する重要な指標である。必要とする用途が極めて高強度である場合、(2)式に示すHが10以上となることが望ましい。
【００２５】
以上、説明する通り、本発明で規定する化学組成を満足する析出硬化型マルテンサイト系鋼を、固溶化処理し、冷間加工を行って、マルテンサイト相を体積%で50%以上に調整することができる。
なお、この固溶化処理して、冷間加工後の析出硬化型マルテンサイト系鋼を規定すると、以下のようになる。
質量%にて、C;0.08%以下、N;0.08%以下、但しC、Ｎが合計で0.10％未満であり、Si;1.0を超え4.0%以下、Mn;5.0%以下、Ni;3.0〜14.0%、Cr;3.0〜14.0%、MoまたはWの１種または２種が、Mo+1/2Wで0.5〜5.0%以下、Cu;5.0%以下（0%を含む）、Al;0.3%以下（0%を含む）、O;0.005％以下、残部が実質的にFeからなり、かつ(1)式で示されるA値が25以下であって、固溶化処理に次ぐ冷間加工後のマルテンサイト相を体積%で50%以上含むことを特徴とする優れた冷間加工性と高い疲労強度をもつ析出硬化型マルテンサイト系鋼。
【００２６】
【実施例】
以下、実施例に基づいて本発明を説明する。
本発明鋼と比較鋼とをそれぞれ溶解し、１０ｋｇの鋼塊を得た。表１に化学組成を示す。
ここで、鋼Ｎｏ．５〜１０、１３、１４は本発明鋼であり、Ｎｏ．３１〜３４は組成、Ａ値のいずれか、またはいくつかが本発明の限定範囲からはずれた比較鋼である。Ｎｏ．１〜４及び１１、１２は参考例である。
【００２７】
【表１】
0004640628.tif 000002
【００２８】
次に本発明合金鋼Ｎｏ．５〜１０、１３、１４と参考例Ｎｏ．１〜４及び１１、１２、および比較鋼Ｎｏ．３１〜３４の鋼を熱間鍛造、熱間圧延によって厚さ２ｍｍの板材にし、１０５０℃×３０分  空冷の固溶化処理を行なった。その後、１０〜７０％の圧下率で冷間圧延を施し、冷間圧延材を得た。
硬さについては、冷間加工した板の縦断面でビッカース硬さを測定することによって求めた。これらの結果を表２に示す。
【００２９】
さらに、冷間圧延した板に450℃×1時間  空冷の時効処理を行ない、時効処理後の冷間圧延材からマルテンサイト相の体積量をＸ線回折法によって測定した。また、時効処理後の冷間圧延材から引張試験片を採取し、JIS  Z  2241に示される方法で、常温引張試験を行った。また疲労強度は、時効処理後の冷間圧延材から、厚さ0.2mm、幅10mmの板状試験片を用い、曲げ角度±20°でスパン長さを種々に変えて、1000cpmの繰り返し曲げ疲労試験を行い、10の７乗回における疲労強度を求めた。表２に時効処理後のマルテンサイト相の体積量、引張強さおよび疲労強度を示す。
【００３０】
【表２】
0004640628.tif 000003
【００３１】
表２からわかるように、本発明鋼Ｎｏ．５〜１０、１３、１４はいずれも冷間圧延後のビッカース硬さが４８０ＨＶ以下を示し、冷間加工に好適な硬さを有していることが分かる。
また、時効処理後の引張強さは１８００ＭＰａ以上を示し、かつ優れた疲労強度を有していることも分かる。
なかでも、Ｈ値が１０以上であり、かつマルテンサイト量が８０％以上の本発明鋼Ｎｏ．５およびＮｏ．９、１０、１３、１４では、時効処理後の引張強さが１８５０ＭＰａ以上、疲労強度が８５０ＭＰａ以上示している。
これに対して、比較鋼Ｎｏ．３１〜３４は、冷間圧延後の硬さが発明鋼に比べて高い、もしくは時効処理後の硬さが発明鋼に比べて低いことがわかる。特にＡ値およびマルテンサイト相量が規定した範囲から外れる比較鋼Ｎｏ．３３、Ｎｏ．３４は時効処理後の引張強さが低く、高硬度が得られない。
【００３２】
以上の結果から分かるように、本発明合金鋼では、特に固溶化処理して、冷間加工後の硬さが低く、優れた冷間加工性を有していることが分かり、更に冷間での引抜や、曲げ、圧延、等の組成加工、或は打抜き等の加工性に優れることが分かる。
【００３３】
なお、上述の実施例とは別に、本発明鋼を厚さ0.5mmに圧延した圧延材に、1050℃×30分  空冷の固溶化処理を行ない、冷間加工で0.12mmの薄板まで加工してみたところ、本発明鋼では割れ等の不良は確認できず、この0.12mmの薄板材に450℃×1時間  空冷の時効処理を行い、マルテンサイト相の体積量を測定してみたところ、マルテンサイト相の体積量は50％以上であった。
【００３４】
さらに、本発明鋼に時効処理後に時効処理温度より低温で窒化処理を行なうか、あるいは、時効処理と兼ねて窒化処理を行なうと、約20〜40μｍの窒化層を形成でき、窒化による表面圧縮残留応力の効果により、さらに疲労強度を300MPa程度上昇させることができる。
【００３５】
【発明の効果】
以上説明したように、本発明の加工性が良好であり、高強度且つ優れた疲労特性を示す析出硬化型ステンレス鋼は、冷間加工性が良好でありかつ高強度を持つことから、製造が容易であり、かつ高い強度が要求される部材、部品、例えば板ばね、コイルばね、フラッパーバルブ、ダイヤフラム、メタルガスケット等に用いれば、薄板化等により使用量を減少し、更に寿命が向上し、工業上顕著な効果を有する。