(57)【要約】【課題】冷間加工を受けても非磁性であるとともに、高温となってもばね特性の低下が少ないといった性質を有する、ばねの素材として好適なオーステナイト系ステンレス鋼を提供する。【解決手段】質量％で、０．０５≦Ｃ≦０．１０％、Ｓｉ≦１．０％、５≦Ｍｎ≦６％、Ｐ≦０．１０％、Ｓ≦０．０１０％、２．５≦Ｎｉ≦３．０％、１７．０≦Ｃｒ≦１８．０％、０．１０≦Ｍｏ≦０．３０％、２．５≦Ｃｕ≦２．８％、０．１５≦Ｎ≦０．１８％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる化学組成を有することにより、ばねの素材として好適なオーステナイト系ステンレス鋼を得ることができる。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、０．０５≦Ｃ≦０．１０％、Ｓｉ≦１．０％、５．０≦Ｍｎ≦６．０％、Ｐ≦０．１０％、Ｓ≦０．０１０％、２．５≦Ｎｉ≦３．０％、１７．０≦Ｃｒ≦１８．０％、０．１０≦Ｍｏ≦０．３０％、２．５≦Ｃｕ≦２．８％、０．１５≦Ｎ≦０．１８％を含有するとともに、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる化学組成を有することを特徴とするオーステナイト系ステンレス鋼。
【請求項２】
請求項１に記載のオーステナイト系ステンレス鋼で製造されたことを特徴とするばね。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、冷間加工後において非磁性であるとともに、高温となってもばね特性の低下が少ない、ばねの素材として好適なオーステナイト系ステンレス鋼に関する。
【背景技術】
【０００２】
ばね用のステンレス鋼として、一般に、冷間加工によって高強度が得られる加工硬化型の準安定オーステナイト系ステンレス鋼であるＳＵＳ３０１およびＳＵＳ３０４が代表的なものとして知られている。
【０００３】
これら加工硬化型の準安定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組織となっており、溶体化処理された後、冷間圧延などの冷間加工を受けることにより、加工誘起マルテンサイトが生成され、強度が高くなる。そして、その強度は、準安定オーステナイト系ステンレス鋼が受ける冷間加工の量や生成されるマルテンサイトの量に依存することが知られている（例えば、非特許文献１）。
【０００４】
ところで、ハードディスクなどの電子部品に用いられる押さえばねなど、非磁性であることが必要とされるばねの需要が近年急速に増加している。しかし、前述した加工硬化型の準安定オーステナイト系ステンレス鋼は、非磁性ばね用として開発されたものでなかった。また、冷間加工が施されることによって加工誘起マルテンサイト相が生じたオーステナイト系ステンレス鋼は磁性を帯びるため、非磁性ばねとして使用することができなかった。
【０００５】
さらに、準安定オーステナイト系ステンレス鋼で形成されたばねは、５００℃を超える熱処理を施すとバネ特性（硬さおよびバネ限界値）が大きく低下する特性を有していた。このため、加工硬化型の準安定オーステナイト系ステンレス鋼は、高温になるおそれのあるばねの素材としても不向きであった。
【非特許文献１】http://www.nis-serv.co.jp/nis-serv/nis/market/32stainless/stn010.htm
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
本発明は、かかる従来の準安定オーステナイト系ステンレス鋼が有する問題点に鑑みてなされたものであり、冷間加工を受けても非磁性であるとともに、高温となってもばね特性の低下が少ないといった性質を有する、ばねの素材として好適なオーステナイト系ステンレス鋼を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【０００７】
発明者らは、前記課題を解決するために鋭意研究を重ねた結果、以下に示す発明を完成するに至った。すなわち、請求項１に記載した発明は、「質量％で、０．０５≦Ｃ≦０．１０％、Ｓｉ≦１．０％、５≦Ｍｎ≦６％、Ｐ≦０．１０％、Ｓ≦０．０１０％、２．５≦Ｎｉ≦３．０％、１７．０≦Ｃｒ≦１８．０％、０．１０≦Ｍｏ≦０．３０％、２．５≦Ｃｕ≦２．８％、０．１５≦Ｎ≦０．１８％を含有するとともに、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる化学組成を有すること」を特徴とするオーステナイト系ステンレス鋼である。
【０００８】
また、請求項２に記載した発明は、「請求項１に記載のオーステナイト系ステンレス鋼で製造されたこと」を特徴とするばねである。
【発明の効果】
【０００９】
本発明によれば、冷間加工を受けても非磁性であるとともに、高温となってもばね特性の低下が少ないといった性質を有する、ばねの素材として好適なオーステナイト系ステンレス鋼を提供することが可能となる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１０】
本発明にかかるオーステナイト系ステンレス鋼は、質量％で、０．０５≦Ｃ（炭素）≦０．１０％、Ｓｉ（ケイ素）≦１．０％、５．０≦Ｍｎ（マンガン）≦６．０％、Ｐ（リン）≦０．１０％、Ｓ（硫黄）≦０．０１０％、２．５≦Ｎｉ（ニッケル）≦３．０％、１７．０≦Ｃｒ（クロム）≦１８．０％、０．１０≦Ｍｏ（モリブデン）≦０．３０％、２．５≦Ｃｕ（銅）≦２．８％、０．１５≦Ｎ（窒素）≦０．１８％を含有するとともに、残部がＦｅ（鉄）および不可避的不純物からなる化学組成で構成されている。
【００１１】
まず、本発明に係るオーステナイト系ステンレス鋼（以下、「鋼」と記載する。）を構成する各成分の限定理由について説明する。
【００１２】
１）０．０５≦Ｃ≦０．１０％：Ｃ（炭素）は、マルテンサイト相の強化に極めて有効な元素であり、析出物を生成してばね限界値を上昇させる効果を奏する。さらに、炭素は、オーステナイト形成元素として、鋼の脆化原因となるδフェライトが高温域で生成されることを抑制する。このような効果を十分発揮させるためには、鋼の炭素含有量を０．０５質量％以上とすることが望ましい。一方、炭素の過剰添加は、溶接熱影響部および熱延巻取り後の熱延コイルにおいて、クロム炭化物が粒界に析出して粒界腐食感受性を高めるとともに、粒界型の応力腐食割れが発生しやすくなる。したがって、鋼の炭素含有量は０．１０質量％以下とする必要がある。
【００１３】
２）Ｓｉ≦１．０％：Ｓｉ（ケイ素）は、製鋼時において脱酸剤としての効果を奏する元素であるとともに、鋼の耐食性を増加させる効果を奏する。しかし、ケイ素は、フェライト生成元素のため、オーステナイト組織を得るためには不利である。また、１％を超えてケイ素を添加すると、鋼の熱間加工性を害するだけでなく、脆化相であるσ相の生成を助長するので好ましくない。このため、鋼のケイ素含有量の上限を１．０％とした。
【００１４】
３）５．０≦Ｍｎ≦６．０％：Ｍｎ（マンガン）は、オーステナイト形成元素としてニッケルの代替にすることができる元素であり、可能な限りマンガン含有量を高くすることにより、高価なニッケルの使用割合を低減することができるので、鋼の製品コスト低減に有効である。また、マンガンは、冷間加工の際に加工誘起マルテンサイト（α'）の生成を抑制する効果を奏するので、この効果を利用することにより、非磁性を保ったままで鋼の高硬度化を実現することができる。なお、この効果を得るためには５．０％以上のマンガン含有量が必要である。一方、マンガンの過剰添加は、鋼の耐食性を低下させるおそれがあることから、その含有量の上限を６．０％とした。
【００１５】
４）Ｐ≦０．１０％：Ｐ（リン）は、鋼の耐食性および熱間加工性を劣化させる要因となる元素であるため、その含有量の上限を０．１０％とした。
【００１６】
５）Ｓ≦０．０１０％：Ｓ（硫黄）は、介在物を増加させるとともに、鋼の耐発銹性を低下させる要因となる元素である。また、硫黄含有量の増加は、熱間加工性を著しく低下させることから、硫黄含有量の上限を０．０１０％とした。
【００１７】
６）２．５≦Ｎｉ≦３．０％：Ｎｉ（ニッケル）は、オーステナイト形成元素である。そして、ニッケルは、オーステナイト組織の安定性、鋼の良好な熱間加工性、および鋼の良好な冷間加工性を得るため、本発明に係る鋼において不可欠な元素である。しかし、前述のように、ニッケルは高価な元素であるため、ニッケル含有量の上限を３．０％とするとともに下限を２．５％とした。
【００１８】
７）１７．０≦Ｃｒ≦１８．０％：Ｃｒ（クロム）は、鋼の耐食性を高めるのにもっとも有効な元素のひとつである。そして、ＳＵＳ３０４と同等の耐食性を得るためには１７．０％以上のクロム含有量が必要である。しかし、クロム含有量が１８．０％を超えると、鋼の脆化原因となるδフェライトが生成されるとともに、鋼の熱間加工性が低下する。よって、クロム含有量の上限を１８．０％とした。
【００１９】
８）０．１０≦Ｍｏ≦０．３０％：Ｍｏ（モリブデン）は、クロムと並んで、ステンレス鋼の耐食性を高めるのに有効な元素であるため下限を０．１０％とした。しかし、モリブデンの多用は、鋼のコストを高くすることから、モリブデン含有量の上限を０．３０％とした。
【００２０】
９）２．５≦Ｃｕ≦２．８％：Ｃｕ（銅）は、オーステナイト形成元素であるとともに、鋼を軟質化する効果を奏する。このような効果を発生させるためには、鋼における銅の含有量を２．５％以上とすることが必要である。しかし、２．８％を超える銅を添加すると、鋼の熱間加工性が悪化することから、銅の上限を２．８％とした。
【００２１】
１０）０．１５≦Ｎ≦０．１８％：Ｎ（窒素）は、炭素と同様にオーステナイト形成元素である。また、窒素は、オーステナイト組織の安定化、金属組織の強化、および鋼の耐食性向上に有効な元素である。そして、これらの効果を得るために窒素含有量が０．１５％以上必要である。しかし、窒素は固溶強化能が大きいことから、０．１８％を超える窒素の添加は、鋼に著しい硬化をもたらす。したがって、窒素含有量の上限を０．１８％とし、下限を０．１５％とした。
【００２２】
本発明に係る鋼は、一般的なステンレス鋼製造工程により製造される。すなわち、溶解工程、鋳造工程、熱間圧延工程、および冷間圧延工程を経た後、溶体化熱処理工程が行われる。そして、ばねの素材として鋼に要求される特性を得るため、鋼に冷間加工（調質圧延）を施し、鋼が所望の硬度に調質される。なお、調質圧延の圧下率は２０％以上とすることが望ましい。さらに、必要に応じて時効熱処理（３００〜５００℃）が鋼に施される。
【実施例】
【００２３】
以下に、本発明に係る鋼の実施例（以下、「発明鋼」と記載する。）と、２種類の従来型ステンレス鋼（以下、「従来鋼」と記載する。）とを比較するために行った試験の方法および結果について説明する。なお、本発明は当該発明鋼に限定されるものではない。
【００２４】
表１に示すような化学組成を有する発明鋼及び従来鋼の冷延板を得るため、高周波溶解炉にて３８ｍｍ×９０ｍｍ×１５０ｍｍのインゴットを製作し、このインゴットを電気炉内で６０分間１２００℃で加熱し、４段圧延機で３．５ｍｍ厚まで熱間圧延して熱延板を得た。そして、この熱延板を７分間１１００℃で焼鈍し、硝弗酸に浸漬してスケールを除去し、４段圧延機で０．８ｍｍまで冷間圧延し、さらに、２分間１１００℃で焼鈍し、硝弗酸に浸漬してスケールを除去することにより発明鋼及び従来鋼を得た。
【００２５】
【表１】
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【００２６】
まず、発明鋼および従来鋼の機械的性質を調べるため、０．８ｍｍ厚さの冷延板（焼鈍酸洗材）の圧延方向（以下、「Ｌ方向」と記載する。）からＪＩＳ１３号Ｂ試験片を切り出し、引張強さ、０．２％耐力、伸び、およびビッカース硬さを測定した。その結果、表２に示すとおり、発明鋼は０．２％耐力および硬さにおいてやや高い値となったものの、従来鋼とほぼ同等の機械的性質を有していた。
【００２７】
【表２】
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【００２８】
次に、発明鋼および従来鋼の冷間圧下率と硬さとの関係を調べるため、発明鋼および従来鋼について、３．５ｍｍ厚さの熱延板（焼鈍酸洗材）を０〜８０％の圧下率で冷間圧延し、各圧下率の鋼から５０ｍｍ角の試験片を切り出し、ビッカース硬さを測定した。この結果、図１に示すとおり、発明鋼に冷間加工を施した後の硬さは、従来鋼（ＳＵＳ３０４）に冷間加工を施した後の硬さと同程度であることがわかった。
【００２９】
また、発明鋼および従来鋼の冷間圧下率と磁性との関係を調べるため、発明鋼および従来鋼について、前述した硬さ測定時と同様の試験片を切り出し、透磁率計を用いて各試験片の透磁率を測定した。図２には冷間圧下率と透磁率との関係を示している。この結果、発明鋼は、従来鋼（ＳＵＳ３０４およびＳＵＳ３０１）と比較して、冷間加工による透磁率の上昇が極めて小さいことがわかった。
【００３０】
また、発明鋼および従来鋼の時効温度と硬さおよび時効温度とばね限界値の関係を調べるため、発明鋼および従来鋼について、０．８ｍｍ厚さの冷延板（焼鈍酸洗材）を４段圧延機にて冷間圧延し、ＪＩＳ  Ｇ  ４３１３−１９９６に規定される調質記号Ｈ相当（ＳＵＳ３０１でＨＶ４３０以上、ＳＵＳ３０４でＨＶ３７０以上）の硬さの供試材を作成し、試験に供した。そして、該供試材から５０ｍｍ角の試験片を切り出し、温度が３００〜６００℃の範囲で５０℃毎に６０分の時効熱処理を施した後、ビッカース硬さを測定した。
【００３１】
その結果、図３に示すとおり、発明鋼は従来鋼と同様に時効熱処理により硬化することがわかった。また、従来鋼はＳＵＳ３０４、ＳＵＳ３０１ともに５００℃以上の温度で著しく軟化するが、発明鋼は５５０℃まで軟化の傾向は認められなかった。
【００３２】
さらに、調質記号Ｈ相当の硬さを有する供試材の、Ｌ方向および圧延方向に対して直角方向（以下、「Ｔ方向」と記載する。）から試験片を切り出し、３００〜６００℃の温度範囲で５０℃毎に６０分の時効熱処理を施した後、ばね限界値試験（ＪＩＳ  Ｈ  ３１３０）としてモーメント式試験を実施して、ばね特性を評価した。
【００３３】
Ｌ方向試験片についての結果を図４に、Ｔ方向試験片についての結果を図５にそれぞれ示す。結果として、発明鋼のばね限界値は３００℃〜４００℃の熱処理により３０〜４０ｋｇ／ｍｍ２高くなり、従来鋼と同等以上のばね特性の向上が認められた。また、従来鋼は５００℃を超えるとばね限界値の低下が認められるのに対して、発明鋼はより高温までばね限界値の低下が認められなかった。
【図面の簡単な説明】
【００３４】
【図１】発明鋼および従来鋼の冷間圧下率と硬さとの関係を示すグラフである。
【図２】発明鋼および従来鋼の冷間圧下率と透磁率との関係を示すグラフである。
【図３】発明鋼および従来鋼の時効温度と硬さとの関係を示すグラフである。
【図４】発明鋼および従来鋼のＬ方向試験片についての時効温度とばね限界値との関係を示すグラフである。
【図５】発明鋼および従来鋼のＴ方向試験片についての時効温度とばね限界値との関係を示すグラフである。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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