(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ：０．０７４質量％〜０．１５質量％，Ｓｉ：２．０質量％以下，Ｍｎ：２．０質量％以下，Ｎｉ：２．０〜６．０質量％，Ｃｒ：１２．０〜２０．０質量％，Ｍｏ：２．０質量％以下，Ｎ：０．１０質量％以下を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物で、式（１）で定義されるＭｄ（Ｎ）値が１２５以上となる組成をもち、逆変態オーステナイトから生じたマルテンサイトがマトリックスに分散していることを特徴とする形状平坦度に優れたビッカース硬さ３５０以上の高強度マルテンサイト系ステンレス鋼帯。
Md(N)＝580−520C−2Si−16Mn−16Cr−23Ni−300N−10Mo・・・（１）
【請求項２】
Ｃｕ：３．０質量％以下，Ｎｂ：０．５０質量％以下，Ａｌ：０．２０質量％以下，Ｂ：０．０１５質量％以下，ＲＥＭ（希土類元素）：０．２質量％以下，Ｙ：０．２質量％以下，Ｃａ：０．１質量％以下，Ｍｇ：０．１０質量％以下の１種又は２種以上を含み、式（２）で定義されるＭｄ（Ｎ）値が１２５以上である請求項１記載の高強度マルテンサイト系ステンレス鋼帯。
Md(N)＝580−520C−2Si−16Mn−16Cr−23Ni−26Cu−300N−10Mo
・・・（２）
【請求項３】
請求項１又は２の組成をもつステンレス鋼を溶体化処理した後、５５０〜６５０℃に加熱してマトリックス中に３体積％以上のオーステナイトを生成させる逆変態処理を施すことを特徴とする形状平坦度に優れた高強度マルテンサイト系ステンレス鋼帯の製造方法。
【請求項４】
溶体化処理と逆変態処理との間で冷間圧延する請求項３記載の製造方法。
【請求項５】
８ｇ／ｃｍ2以上の負荷を加えた状態で逆変態処理し、最大耳高さを１ｍｍ以下とする請求項３又は４記載の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【産業上の利用分野】
本発明は、形状平坦度に優れ、３５０以上の高強度マルテンサイト系ステンレス鋼帯又は鋼板及びその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
ビッカース硬さが３５０以上の高強度ステンレス鋼として、マルテンサイト系ステンレス鋼，加工硬化型ステンレス鋼，析出硬化型ステンレス鋼等が知られている。
マルテンサイト系ステンレス鋼は、高温のオーステナイト状態から急冷してマルテンサイト変態させることによって硬質化した材料であり、ＳＵＳ４１０，ＳＵＳ４２０Ｊ２等の鋼種がある。マルテンサイト系ステンレス鋼の製造では、焼入れ−焼戻しの調質処理によってビッカース硬度３５０以上に調整することから、焼入れ−焼戻しの熱処理工程を必須とする。また、鋼帯でマルテンサイト変態を起こさせようとすると、焼入れ後の靭性低下や完全にマルテンサイト変態することに起因した形状変化が大きいため、製造条件にかなりの制約が加わる。
【０００３】
そこで、形状変化が問題となる場合、加工硬化型オーステナイト系ステンレス鋼が通常使用されている。加工硬化型オーステナイト系ステンレス鋼は、ＳＵＳ３０１，ＳＵＳ３０４に代表され、溶体化処理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を生成することにより高強度が付与される。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
冷間圧延によって鋼帯の形状も矯正されるが、硬度の圧延温度依存性が大きく、且つコイル長手方向でも形状が種々変動しているため、冷間圧延によって工業的に且つ安定的に形状矯正することは困難である。たとえば、ＳＵＳ３０１，ＳＵＳ３０４等のステンレス鋼を冷間圧延するとオーステナイトが加工誘起マルテンサイトに変態するが、同一圧延率での変態量は圧延時の温度に依存する。具体的には、圧延時の温度が高いと加工誘起マルテンサイトが生成しにくく硬度が低くなり、逆に圧延時の温度が低いと加工誘起マルテンサイトが生成しやすく硬度が上昇する。また、硬度上昇に応じて変形抵抗が大きくなり、形状矯正が困難になる。
【０００５】
【課題を解決するための手段】
本発明は、このような問題を解消すべく案出されたものであり、マルテンサイトからオーステナイトへの逆変態を利用することにより、マルテンサイト変態に伴った形状悪化を抑え、形状平坦度に優れた高強度マルテンサイト系ステンレス鋼帯又は鋼板を提供することを目的とする。
【０００６】
本発明の高強度マルテンサイト系ステンレス鋼帯は、その目的を達成するため、Ｃ：０．１５質量％以下，Ｓｉ：２．０質量％以下，Ｍｎ：２．０質量％以下，Ｎｉ：２．０〜６．０質量％，Ｃｒ：１２．０〜２０．０質量％，Ｍｏ：２．０質量％以下，Ｎ：０．１０質量％以下を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物で、式（１）で定義されるＭｄ（Ｎ）値が１２５以上となる組成をもち、逆変態オーステナイトから生じたマルテンサイトがマトリックスに分散していることを特徴とする。
Md(N)＝580−520C−2Si−16Mn−16Cr−23Ni−300N−10Mo・・・（１）
【０００７】
この高強度マルテンサイト系ステンレス鋼帯は、更にＣｕ：３．０質量％以下，Ｎｂ：０．５０質量％以下，Ａｌ：０．２０質量％以下，Ｂ：０．０１５質量％以下，ＲＥＭ（希土類元素）：０．２質量％以下，Ｙ：０．２質量％以下，Ｃａ：０．１質量％以下，Ｍｇ：０．１０質量％以下の１種又は２種以上を含むことができる。この場合、式（２）で定義されるＭｄ（Ｎ）値が採用される。
Md(N)＝580−520C−2Si−16Mn−16Cr−23Ni−26Cu−300N−10Mo・・・（２）
【０００８】
所定組成に調整したステンレス鋼を溶体化処理した後、５５０〜６５０℃に加熱してマトリックス中に３体積％以上のオーステナイトを生成させる逆変態処理を施すことにより製造される。溶体化処理されたステンレス鋼は、逆変態処理に先立って冷間圧延してもよい。また、８ｇ／ｃｍ2以上の負荷を加えた状態で逆変態処理すると、形状平坦度が一層向上する。
【０００９】
【作用】
本発明者等は、マルテンサイト系ステンレス鋼板の製造条件が硬度及び形状平坦度に及ぼす影響を種々調査検討した。その結果、溶体化処理後の冷却過程で生成するマルテンサイト及び冷間圧延時に生成する加工誘起マルテンサイトを加熱するとオーステナイトに逆変態するが、このとき体積変化が形状平坦度の向上に利用できることを見出した。なお、本件明細書では、鋼板を包含する意味で「鋼帯」を使用しているが、鋼板の熱処理にあっても同様に逆変態オーステナイトが生じ形状平坦度が向上することは勿論である。
【００１０】
本発明に従った熱処理工程では、溶体化処理されたステンレス鋼帯を冷間圧延した後、逆変態処理を施す。冷却過程でオーステナイトからマルテンサイトに変態すると体積膨張が起こり、早く冷却された部分で生じたマルテンサイト変態に起因して鋼帯形状が崩れる。そこで、冷間圧延後のステンレス鋼帯を再加熱することによって加工誘起マルテンサイトをオーステナイトに逆変態させる。この逆変態により約１０％の体積収縮が生じ、マルテンサイト変態時の鋼帯形状の崩れが解消される。また、逆変態時に外力を加えると、拘束を受け継ぐ状態で変態が進行するため、鋼帯形状が更に改善される。
【００１１】
溶体化処理後の冷却過程及び冷間圧延過程でマルテンサイトを生成させ、更に逆変態処理でオーステナイトを生成させることによりマルテンサイト系ステンレス鋼帯の形状平坦度が改善される。本発明では、このようなマルテンサイト変態及び逆変態が形状平坦度に及ぼす効果及び高硬度を維持する上で、次の合金設計を採用した。
【００１２】
Ｃ：０．１５質量％以下
オーステナイト形成元素であり、マルテンサイト相の強化に極めて有効である。また、逆変態を低温側に下げることによって逆変態オーステナイト量が制御しやすくなり、形状矯正や高強度化に有効に作用する。しかし、Ｃ含有量の増加に伴って溶体化処理後の冷却過程や時効処理中にＣｒ系炭化物が粒界に析出し、耐粒界腐食や疲労特性を低下させる原因になりやすい。そこで、Ｃｒ系炭化物の粒界析出が熱処理条件や冷却速度で抑制できるように、Ｃ含有量の上限を０．１５質量％に設定した。
【００１３】
Ｓｉ：２．０質量％以下
フェライト形成元素であり、マルテンサイト相に固溶して硬質化し、冷間加工後の強度を向上させる作用を呈する。時効処理に際しては、歪時効を促進させることによって時効硬化能を向上する。しかし、過剰量のＳｉ添加は高温割れを誘発し、製造上で種々のトラブルを発生させることから、Ｓｉ含有量の上限を２．０質量％に設定した。
【００１４】
Ｍｎ：２．０質量％以下
高温域でのδフェライトの生成を抑制すると共に、Ｃと同様に逆変態開始温度を低温側に下げる作用があるため、逆変態オーステナイト量を制御しやすくなる。しかし、２．０質量％を超える過剰量のＭｎが含まれると、焼鈍後の残留オーステナイト量が多くなり、強度低下の原因になる。
Ｎｉ：２．０〜６．０質量％
Ｍｎと同様に高温域でのδフェライトの生成を抑制する作用を呈する。また、Ｃと同様に逆変態開始温度を低温側に下げる作用があるため、逆変態オーステナイト量を制御しやすくなる。Ｎｉは、析出硬化能を向上させる上でも有効な成分である。このような作用は、２．０質量％以上のＮｉ量で顕著になる。しかし、６．０質量％を超えるＮｉの過剰添加は、残留オーステナイト量の増加を招き、強度低下の原因となる。
【００１５】
Ｃｒ：１２．０〜２０．０質量％
耐食性向上に有効な合金成分であり、１２．０質量％以上のＣｒ量で意図する耐食性が確保される。しかし、フェライト形成元素であることから、過剰なＣｒ含有は高温域でδフェライト相が多量に生成する原因となり、δフェライト相抑制のために必要なＣ，Ｎ，Ｎｉ，Ｍｎ，Ｃｕ等のオーステナイト形成元素の増量を招く。オーステナイト形成元素の多量添加は室温でオーステナイトを安定化させ、時効処理による高強度化に支障をきたす。そのため、オーステナイト形成元素の増量が必要とされないように、Ｃｒ含有量の上限を２０．０質量％に設定した。
【００１６】
Ｍｏ：２．０質量％以下
耐食性向上に有効な成分であり、逆変態処理時に炭窒化物を微細に分散させる作用を呈する。また、形状矯正に利用される逆変態処理では、加熱温度が通常の時効処理温度よりも高く設定されるが、Ｍｏを添加していると高温時効による急激な歪の解放が抑制される。更に、強度に寄与するＭｏ系析出物が時効処理時に生成するため、かなりの高温域で逆変態処理しても強度低下が防止できる。このような作用は、１．５質量％以上のＭｏ添加で顕著になる。しかし、２．０質量％を超える過剰量のＭｏが含まれると、高温域でδフェライトが生成しやすくなる。
Ｎ：０．１０質量％以下
Ｃと同様にオーステナイト形成元素であり、逆変態開始温度を低温側に下げるため逆変態オーステナイト量を制御しやすく、形状矯正及び高強度化に有効に作用する。しかし、０．１０質量％を超える過剰量のＮが含まれると、鋳造時にブローホール等の欠陥が発生しやすくなる。
【００１７】
Ｃｕ：３．０質量％以下
必要に応じて添加される合金成分であり、オーステナイト形成元素として働き、逆変態開始温度を低温側に下げると共に、逆変態時に時効硬化作用を発現する。しかし、３．０質量％を超えるＣｕの過剰添加は、熱間加工性を劣化させ、割れ発生の原因になる。
Ｎｂ：０．５０質量％以下
必要に応じて添加される合金成分であり、逆変態時の強度上昇に有効である。しかし、高温強度上昇に起因して熱間加工性を低下させる成分であることから、Ｎｂを添加する場合には上限を０．５０質量％に設定する。
【００１８】
Ａｌ：０．２質量％以下
必要に応じて添加される合金成分であり、製鋼段階での脱酸剤として働くと共に、プレス成形性に悪影響を及ぼすＡ2系介在物を激減する作用を呈する。しかし、０．２質量％を超えてＡｌを添加しても、Ａ2系介在物の減少に及ぼす効果が飽和するばかりでなく、表面欠陥の増加等の悪影響が現れる。
Ｂ：０．０１５質量％以下
必要に応じて添加される合金成分であり、熱間圧延温度域においてδフェライト相とオーステナイト相の変形抵抗の差に起因してエッジクラックが熱延鋼帯に発生することを防止する作用を呈する。しかし、０．０１５質量％を超える過剰量のＢを添加すると、低融点硼化物が生成しやすくなり、却って熱間加工性が低下する。
【００１９】
ＲＥＭ（希土類元素）：０．２質量％以下
Ｙ：０．２質量％以下
Ｃａ：０．１質量％以下
Ｍｇ：０．１０質量％以下
必要に応じて添加される合金成分であり、何れも熱間加工性を向上させる作用を呈し、耐酸化性の向上にも有効である。しかし、これら作用は、ＲＥＭ（希土類元素）：０．２質量％，Ｙ：０．２質量％，Ｃａ：０．１質量％，Ｍｇ：０．１０質量％で飽和し、それ以上添加しても鋼材の清浄度が悪くなる。
【００２０】
その他、Ｐ，Ｓ，Ｏ等が含まれることがある。Ｐは、固溶強化能の大きな成分ではあるが、靭性に悪影響を及ぼすことから、通常許容されている０．０６０質量％に上限を設定することが好ましい。Ｓは、熱間圧延時に耳割れ発生の原因となる有害元素であることから低いほど好ましい。Ｓ起因の悪影響はＢ添加によって抑制されるので、許容できるＳ量を０．０２０質量％以下とする。Ｏは、酸化物系の非金属介在物となり鋼材の清浄度を低下させ、プレス成形性や曲げ加工性に悪影響を及ぼすことから０．０２質量％以下にすることが好ましい。
【００２１】
Ｍｄ（Ｎ）値：１００以上
Md(N)＝580−520C−2Si−16Mn−16Cr−23Ni−26Cu−300N−10Mo
本発明の高強度マルテンサイト系ステンレス鋼帯では、溶体化処理後又は冷間圧延後の逆変態処理によって逆変態オーステナイトを生成させ、該逆変態オーステナイトを再度マルテンサイト変態することにより形状矯正をしている。そのため、加工に対するオーステナイトの安定度を示す指標であるＭｄ（Ｎ）値を１００以上とすることにより、Ｍｆ点（冷却中にオーステナイトがマルテンサイトの完全に変態する終了温度）が０〜５０℃となり、室温でほぼマルテンサイト単相の組織が得られる。
【００２２】
以上のように成分調整されたステンレス鋼は、逆変態を利用して形状矯正される。逆変態処理は、溶体化処理後の冷却過程で生成するマルテンサイト及び冷延工程で生成する加工誘起マルテンサイトを逆変態オーステナイトにする処理であり、連続熱処理炉又はバッチ式加熱炉が使用される。逆変態処理では、マルテンサイトがオーステナイトに逆変態する温度域にステンレス鋼帯が加熱される。
【００２３】
適正な速度で逆変態オーステナイトを生成させる上では、加熱温度を５５０〜６５０℃の範囲に設定する。５５０℃未満の加熱温度では、逆変態オーステナイトの生成反応が著しく遅く、工業生産上で不利になる。逆に６５０℃を超える加熱温度では、逆変態オーステナイトの生成反応が極端に早くなり、マルテンサイトも軟質化するため、３５０以上のビッカース硬度を安定して確保することが困難になる。高すぎる加熱温度は、炭化物析出に起因した鋭敏化によって耐食性を低下させる虞もある。
【００２４】
マルテンサイトからオーステナイトに逆変態する際、収縮変形による形状矯正効果が発現し、コイル間の張力によって鋼帯の形状が良好に確保され、或いは鋼板自体の自重によって良好な鋼板形状が確保される。本発明者等の調査・研究によるとき、３％以上の逆変態オーステナイトを生成させると逆変態処理の効果が顕著になることを見出した。また、押し板等によって鋼板に荷重を加えた状態で逆変態処理すると、鋼板形状が更に改善される。この場合、逆変態時の高温強度を考慮すると、単位面積当り８ｇ／ｃｍ2以上の荷重を加えることが好ましい。
【００２５】
【実施例】
表１の組成をもつステンレス鋼を真空溶解炉で２５０ｋｇ溶製し、鍛造，熱延，焼鈍，冷延を経て板厚１．０〜１．５ｍｍの冷延板を製造した。表中、１〜８が本発明で規定した条件を満足するステンレス鋼、９〜１４が本発明で規定した条件を外れるステンレス鋼である。
【００２６】
0004573426.tif 000002
【００２７】
各ステンレス鋼帯を１０５０℃×１分で焼鈍した後、一部の鋼帯を冷間圧延し、更に全鋼帯を６００秒の逆変態処理を施した。冷間圧延及び逆変態処理の条件を表２に示す。
製造された各鋼帯について、冷却中３００℃近傍でフェライト含量計を用いた磁気的測定法で保持時間６００秒の逆変態処理で生成した逆変態オーステナイト量を測定した。逆変態処理された鋼帯の幅方向両側１０ｍｍを切り落として板幅２００ｍｍ、長さ１５００ｍｍの鋼板を切り出し、最大耳高さで鋼帯の平坦度を評価した。測定結果を、表面ビッカース硬度（荷重１０ｋｇ）と共に、表２に併せ示す。
【００２８】
表２にみられるように、試験番号１〜１１（本発明例）では、平均ビッカース硬度が３５０以上、逆変態処理された鋼帯の最大耳高さが３．０ｍｍ以下になっていた。試験番号１２〜１４は、本発明で規定した組成を満足するものではあるが、逆変態処理温度が５５０℃未満の試験番号１３では十分な量の逆変態オーステナイトが生成せず、逆変態処理温度が６５０℃を超える試験番号１２，１４では軟化が著しく進行し、何れの場合も３５０未満のビッカース硬度を示した。
本発明で規定した組成を外れる試験番号１５〜２０では、ビッカース硬度３５０以上で且つ優れた形状の鋼帯が得られなかった。また、炭素含有量の多い試験番号１８では逆変態処理後の放置期間に部分的な錆が発生した。
【００２９】
0004573426.tif 000003
【００３０】
鋼板形状を更に強制するため、鋼帯幅方向両側１０ｍｍをカットして切り出した幅２００ｍｍ，長さ３００ｍｍの鋼板に表３に示す各種押え圧で厚板を挟み込んだ。この条件下で６００秒の逆変態処理し、鋼板に加えた荷重が鋼板平坦度に及ぼす影響を調査した。調査結果を、逆変態オーステナイト量及び表面平均ビッカース硬度（荷重１０ｋｇ）と共に表３に示す。
表３にみられるように、逆変態処理中の鋼板に荷重を加えることにより、最大耳高さが１．０ｍｍ以下と更に小さくなった。加えた荷重と最大耳高さとの関係から、８ｇ／ｃｍ2以上の荷重で鋼板が効果的に形状矯正されることが判る。
【００３１】
0004573426.tif 000004
【００３２】
【発明の効果】
以上に説明したように、本発明のマルテンサイト系ステンレス鋼帯は、成分を適正に管理すると共に逆変態オーステナイトに由来するマルテンサイトを分散させることにより良好な形状平坦度をもっている。ビッカース硬度も３５０以上の高い値を示し、耐食性にも優れていることから、プレスプレート，ステンレスフレーム，板バネ，フラッパーバルブ，メタルガスケット，ラッピングキャリア材，キャリアプレート，ステンレスミラー，ダンパースプリング，ディスクブレーキ，ブレーキマスターキー，スチールベルト，メタルマスク等の各種バネ材や高強度材として広範な分野で使用される。