(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
析出硬化性ステンレス鋼の冷間引抜き線の製造方法であって、
鉄の他に、質量％で
Ｃ：０．０６５〜０．１１％、
Ｓｉ：１．２％以下、
Ｍｎ：０．２〜１．３％、
Ｃｒ：１５．８〜１８．２％、
Ｎｉ：６．０〜７．９％、
Ａｌ：０．５〜１．５％、
Ｐ，Ｓ，Ｍｏ，Ｃｏ，Ｃｕ，Ｎ，Ｔｉ及び不可避不純物：合計２．０％以下、
を含有する適当容積の溶湯を準備する工程と、
準備した溶湯を鋳造してインゴット形状とするか、又は、ストランド形状にして切断し切断ストランドとする工程と、
前記インゴット又は切断ストランドを熱間加工して電極形状とする工程と、
前記インゴット又は切断ストランドをエレクトロスラグ再溶融に附してエレクトロスラグ再溶融インゴット又は切断ストランドを形成する工程と、
前記エレクトロスラグ再溶融インゴット又は切断ストランドを熱間加工するが、その際前記熱間加工を線圧延で仕上げ、その後酸洗いをして酸洗い圧延線を得るが、前記線を介した縦中央断面における表面から１ｍｍの深さまでの表層において、３０μｍを超えるスラグ介在物を含まない圧延線を得る工程と、
前記線を減面率少なくとも３０％に冷間引抜きする工程と、
を含んでなる、方法。
【請求項２】
前記溶湯の溜にアルミニウムを供給してエレクトロスラグ再溶融操作中のアルミニウムの損失分を補充することにより、エレクトロスラグ再溶融後に得られるエレクトロスラグ再溶融インゴットがＡｌ０．５〜１．５％を含有するようにすることを特徴とする、請求項１に記載の方法。
【請求項３】
前記析出硬化性ステンレス鋼が、鉄の他に、質量％で
Ｃ：０．０７５〜０．０９
Ｓｉ：０．１〜０．８、
Ｍｎ：０．５〜１．１、
Ｐ：０．０５以下、
Ｓ：０．０４以下、
Ｃｒ：１６．０〜１７．４、
Ｎｉ：６．８〜７．８、
Ａｌ：０．７５〜１．０、
Ｍｏ：０．５以下、
Ｃｏ：０．５以下、
Ｃｕ：０．５以下、
Ｎ：０．１以下、
Ｔｉ：０．２以下、
を含有することを特徴とする、請求項１又は２に記載の方法。
【請求項４】
前記析出硬化性ステンレス鋼が、鉄の他に、質量％で
Ｃ：０．０７５〜０．０９
Ｓｉ：０．２〜０．７、
Ｍｎ：０．７〜１．０、
Ｐ：０．０３以下、
Ｓ：０．０２以下、
Ｃｒ：１６．５〜１７．０、
Ｎｉ：７．０〜７．７５、
Ａｌ：０．７５〜１．０、
Ｍｏ：０．５以下、
Ｃｏ：０．５以下、
Ｃｕ：０．５以下、
Ｎ：０．０５以下、
Ｔｉ：０．０１以下、
を含有することを特徴とする、請求項１又は２に記載の方法。
【請求項５】
前記エレクトロスラグ再溶融に使用されるスラグが、ＣａＦ２、ＣａＯ、Ａｌ２Ｏ３及びＭｇＯのうちの２種以上を含むスラグの溶融混合物からなることを特徴とする、請求項１〜４のいずれかに記載の方法。
【請求項６】
析出硬化性ステンレス鋼の冷間引抜き線であって、
鉄の他に、質量％で
Ｃ：０．０６５〜０．１１％、
Ｓｉ：１．２％以下、
Ｍｎ：０．２〜１．３％、
Ｃｒ：１５．８〜１８．２％、
Ｎｉ：６．０〜７．９％、
Ａｌ：０．５〜１．５％、
Ｐ，Ｓ，Ｍｏ，Ｃｏ，Ｃｕ，Ｎ，Ｔｉ及び不可避不純物：合計２．０％以下、
を含有する化学組成を有し、前記冷間引抜き線が、１ｍｍの深さの表層において、線形状に熱間圧延及び冷間圧延する前の前記鋼材のエレクトロスラグ再溶融により得られる、３０μｍを超えるＣａＯ型、Ａｌ２Ｏ３型及びＭｇＯ型スラグ介在物が存在しない、冷間引抜き線。
【請求項７】
前記表層において、小スラグ介在物の濃縮物が１００μｍを超える帯域を形成していないことを特徴とする、請求項６に記載の冷間引抜き線。
【請求項８】
請求項６及び７のいずれかに記載の冷間引抜き線を４５０〜５００°Ｃの温度で０．５〜２時間処理して析出硬化させることにより製造された、ばね。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
技術分野
本発明は、析出硬化性ステンレス鋼の冷間引抜き線の製造方法に関する。また、本発明は、冷間引抜き線、及びこの冷間引抜き線から製造した析出硬化ばねに関する。典型的には、ばねにおいてステンレス鋼は、いわゆる１７−７ＰＨ鋼からなる。
【０００２】
技術背景
Ｃｒ約１７％と、Ｎｉ約７％と、いずれかの析出硬化元素、通常はＡｌとを含有する析出ステンレス鋼は、１９４０年代に開発された。これは、Ｉｒｏｎ  Ａｇｅ、１９５０年３月、第７９〜８３頁に記載の論文に開示された。この論文において既に、この鋼が、ばね用材料として適当であることが示唆された。良好なばねの特徴と良好な耐食性とを併せ持つことから、上記鋼は、腐食環境におけるばね材料として広く使用されてきた。この種の環境には、ディーゼルエンジン用、より詳細にはターボディーゼルエンジン用インジェクションポンプがある。この目的に使用されるばねは、１７−７ＰＨ鋼が有する良好な耐食性と、ばねの極めて高い耐疲労性とを併せ持たなければならない。しかしながら、後者の条件は、達成するのが困難である。長年、高度の耐疲労性は、ばね線の表面に依存することが知られている。ばねが高耐疲労性を有するためには、線は、疲労破壊を起こすことがある可視欠陥を有していてはいけない。また、表層は、破壊を生じることのある、大きなスラグ介在物又はより小さなスラグ介在物の大きな蓄積物を含有する大きな帯域を含んでいてはならない。これらの条件は、スラグの顕微鏡観察からみる限り、満足するのが困難であり、規定の品質要件を満たさない線の不合格品が顕著に生じた。このため、綿密な品質管理で合格した線材がどうしても極めて高価となる。それであっても、この材料が、耐疲労性に関する限り、最も高い要求を満足するとは言えない。
【０００３】
発明の開示
本発明の目的は、上記問題を解決することである。本発明は、鋼をエレクトロスラグ精錬、すなわち、略称ＥＳＲ（＝Ｅｌｅｃｔｒｏ  Ｓｌａｇ  Ｒｅｆｉｎｉｎｇ；「エレクトロスラグ再溶融」とも称する）で知られている処理に附することにより、圧延線の表層における上記した型の大きなスラグ介在物及び帯域が回避又は顕著に減少できるという考察に基づくものである。このＥＳＲ処理では、公知の方法で使用されている通常のスラグ混合物を使用でき、ＥＳＲ再溶融プロセスで溶融体を形成し、再溶融される電極が滴状溶融して、形成された溶融滴がスラグ溶融体を介して、その下の溶湯溜に沈んで順次凝固して新たなインゴットを形成する。例えば、それ自体公知であり、ＣａＦ２、ＣａＯ及びＡｌ２Ｏ３ を各々約３０％、通常ライムフラクションにおいて一定量のＭｇＯ、及びＳｉＯ２１％又は少量含有するスラグ混合物を使用できる。本発明によれば、溶融電極が種々のサイズのスラグ介在物を含有する１７−７ＰＨステンレス鋼からなる場合には、再溶融インゴットは、スラグの顕微鏡観察結果が、再溶融操作前とは異なるものとなる。ＥＳＲスラグが、再溶融操作前に鋼中に存在するより大きなスラグ粒子のスクリーンとして機能すると思われる。少なくともこれは、ばね用線の疲労強度に悪影響を及ぼすことが判明したスラグ、すなわち、ＣａＯ、Ａｌ２Ｏ３及びＭｇＯ 型スラグについて言えると思われる。より小さなスラグ介在物はより均一に分布し、形成することのあるスラグ蓄積物の帯域がより小さくなり、したがって、有害性が低下するとともに、再溶融材におけるこの種のより小さなスラグ介在物の量の影響は、小さくなる。従来の材料及び本発明の材料について実施した疲労試験から、臨界スラグサイズが、２０〜３０μｍであることが分かった。したがって、３０μｍよりも大きなスラグ介在物は、回避されなければならない。好ましくは、線は、２５μｍより大きなスラグ粒子を含有していてはならない。
【０００４】
本発明において使用される鋼は、当該技術分野において周知であり且つ実際に長年標準化されている化学組成を有することができる（ＳＩＳ２３８８）。
【０００５】
本発明によれば、析出硬化性ステンレス鋼の冷間引抜き線の製造方法であって、鉄の他に、質量％で
Ｃ：０．０６５〜０．１１％、
Ｓｉ：微量〜１．２％以下、
Ｍｎ：０．２〜１．３％、
Ｃｒ：１５．８〜１８．２％、
Ｎｉ：６．０〜７．９％、
Ａｌ：０．５〜１．５％、
他の存在する可能性がある合金元素：合計２．０％以下、
を含有する溶融体を準備する工程と、
準備した溶融体を鋳造してインゴットを形成するか、又は、好ましくはストランドを形成してそれを切断して断片とする工程と、
前記インゴット又は切断ストランドを、好ましくは鍛造及び／又は圧延してエレクトロスラグ精錬に適当な電極形状とした後、エレクトロスラグ精錬してＥＳＲインゴットを形成する工程と、
前記ＥＳＲインゴットを熱間加工するが、その際前記熱間加工を線圧延で仕上げ、その後酸洗いをして酸洗い圧延線を形成するが、前記線を介した縦中央断面における表面から１ｍｍの深さまでの表層において、３０μｍを超えるスラグ介在物、好ましくは２５μｍを超えるスラグ介在物を含まない圧延線を形成する工程と、
前記線を減面率少なくとも３０％に冷間引抜きする工程と、
を含んでなる、方法が提供される。
【０００６】
転炉での脱炭に続いて好適には取瓶処理プロセスにおける通常の鋼製造法により溶湯がその意図する基本組成となったら、続いての操作で、Ａｌを添加する。
【０００７】
ＥＳＲ再溶融操作中、最初の溶湯の調製で添加された一定量のアルミニウムが失われることがある。したがって、ＥＳＲ再溶融操作では、より多くのアルミニウムを溶融溜に供給して損失分を補充して、ＥＳＲ再溶融操作後に得られるＥＳＲインゴットが０．５〜１．５Ａｌを含有するようにしなければならない。
【０００８】
より具体的には、本発明によれば、鋼が、鉄の他に、質量％で
Ｃ：好ましくは０．０９以下
Ｓｉ：０．１〜０．８、好ましくは０．２〜０．７、
Ｍｎ：０．５〜１．１、好ましくは０．７〜１．０、
Ｐ：０．０５以下、好ましくは０．０３以下、
Ｓ：０．０４以下、好ましくは０．０２以下、
Ｃｒ：１６．０〜１７．４、好ましくは１６．５〜１７．０、
Ｎｉ：６．８〜７．８、好ましくは７．０〜７．７５、
Ａｌ：好ましくは０．７５〜１．０、
Ｍｏ：０．５以下、
Ｃｏ：０．５以下、
Ｃｕ：０．５以下、
Ｎ：０．１以下、好ましくは０．０５以下、
Ｔｉ：０．２以下、好ましくは０．０１以下、
を含有する、上記析出硬化性ステンレス鋼の製造方法が提供される。
【０００９】
らせん状ばねは、本発明によれば通常の態様の冷間引抜き線でスピンニングして形成される。ばねを、４５０〜５００℃の温度で０．５〜２時間、好適には約４８０℃で１時間熱処理して析出硬化した後、空気中で冷却する。最終ばねにおける材料の構造は、マルテンサイトにおいてアルミニウムとニッケルからなる析出相（好ましくはＡｌＮｉ３）を含有する焼き戻しマルテンサイト５０〜７０容積％と、残部がオーステナイト及び５％以下のδフェライトから構成されている。
【００１０】
発明を実施するための最良の形態
原料を電気アーク炉で溶融させ、得られた溶融体を転炉で脱炭し、脱酸処理し、取瓶で合金組成を最終調整することを含んでなる通常の金属溶融法において、前記最終調整はアルミニウムとチタンを添加することを含み、質量％で以下の組成を有する一定容積の溶湯（熱番Ｎｏ．３７０３２６）を得た。
【００１１】
【表１】
0004334764.tif 000002
【００１２】
この溶融体を鋳造して、断面３００×４００ｍｍのストランド形状とした。このストランドを、切断してブルームとした。多数のこれらのブルームを、２６５〜３００ｍｍのサイズに圧延し、続いてのＥＳＲ再溶融で電極として使用した。残りのブルームを、熱間圧延して断面１５０ｍｍ角のロッドを形成した。ロッドを、表面研磨し、熱間圧延して５．５ｍｍφの線の形状とし、酸洗いした。
【００１３】
ＥＳＲ溶融を、ＣａＦ２、ＣａＯ及びＡｌ２Ｏ３の各々約３０％からなるスラグ溶融体中で通常の方法により実施した。また。ライムフラクションに一定量のＭｇＯも存在した。さらに、このスラグは、少量のＳｉＯ２を含有するものであった。このスラグ中で電極を再溶融することにより、質量％で以下の組成を有するＥＳＲインゴット（ＥＳＲ熱番１４４８４）が得られた。
【００１４】
【表２】
0004334764.tif 000003
【００１５】
ＥＳＲ再溶融中、鋼の組成がある程度影響を受けた。これは、特にアルミニウム含量について言え、顕著に減少した。これは、ＥＳＲ再溶融でアルミニウムを添加して損失を補充しなければならないことを示している。この補充は、アルミニウム線により実施でき、これはスラグ層下の溶融溜に溶融する。
【００１６】
断面１５０ｍｍ角のロッドを、ＥＳＲインゴットを熱間加工することにより製造した。これらのロッドを、研磨し、熱間圧延して５．５ｍｍφのサイズの線とした。圧延線を酸洗いし、試料を採取してスラグを検査した。
【００１７】
このスラグの検査では、ＥＳＲ再溶融しない材料及びＥＳＲ再溶融した材料から製造した圧延線から、長さ５００ｍｍの切断材を採取した。これらの試料を切断してより小さい長さ２０ｍｍ片とし、成型・硬化したプラスチックのボディ中に配置した。これらのボディ中で、試料片を、それらの厚さの半分まで研磨することにより、試料片の縦方向において、試料片の中央面と一致する切断面を得た。縦端帯域を、線の最初の表面から１ｍｍの深さまで、光学顕微鏡により調査した。全ての試料片を、このようにして調査した。総長さが５００ｍｍである各試料長さについて調査した総表面は、１０００ｍｍ２であった。光学顕微鏡では、酸化物スラグ介在物（粒子）が観察されただけでなく、スラグ介在物からなるより大きな蓄積物を含有するバンド又は帯域の存在が観察された。スラグ介在物を、３つのサイズグループＡ、Ｂ及びＣ、小サイズスラグ介在物（５〜１０μｍ）、中サイズスラグ介在物（＞１０〜１５μｍ）及び大サイズスラグ介在物（＞１５μｍ）に分類した。さらに、スラグ介在物からなる帯域の数、このような帯域の長さ、これらの帯域におけるスラグ介在物のサイズの型についても調査した。結果を、表１に示す。表１において、材料１ａｗ及び１ｂｗは、ＥＳＲ再溶融なしの上記熱番Ｎｏ．３７０３２６を出発材料として通常の方法で製造した圧延線材料、及び本発明によりＥＳＲ再溶融した（熱番１４４８４−ＥＳＲ）圧延線材料である。材料１ａｗ及び１ｂｗのいずれも、表層には大きなスラグ介在物を含有していなかった。しかしながら、材料１ａｗは、１２５〜４５０μｍの異なる長さを有するスラグ帯域を１７も有していた。これらの帯域は、小サイズスラグ介在物と中サイズスラグ介在物を含有していた。本発明により製造した材料１ｂｗは、長さが６３μｍであって、小サイズのスラグ介在物しか含有しないスラグ帯域が一つしか観察されなかった。この材料は、スラグ介在物の観点から、許容できるものと考えられる。
【００１８】
次に、上記と同じ基本組成の材料をもっと多く製造した。製造及びスラグの検査は、上記と同様にしておこなった。これらの試験材料を用いた場合に得られた結果を、表１にあわせて示す。表１において、材料２ａｗ及び３ａｗは、ＥＳＲ再溶融をしなかった材料から製造した圧延線からなり、一方、材料２ｂｗ及び３ｂｗは、本発明によるＥＳＲ再溶融に附したものである。これらの材料２ａｗ及び３ａｗは、大きなスラグ粒子を含有するとともに、スラグ介在物の蓄積物を含有するかなりの長さのスラグバンド又は帯域も含有していた。材料３ａｗは、小サイズスラグ介在物だけでなく中サイズスラグ介在物をも有するスラグ帯域を含んでいた。したがって、材料２ａｗ及び３ａｗは、ディーゼルエンジン用インジェクションポンプ用ばねの材料としては不合格であった。これに対して、材料２ｂｗ及び３ｂｗは、表層に大きなスラグ介在物を含有せず、且つ小スラグ介在物の小さな蓄積物を含有する小さな帯域が多少存在するか、あるいはそのような帯域が全く存在しなかった。
【００１９】
上記で検討した全てのスラグ介在物は、ＣａＯ、Ａｌ２Ｏ３及びＭｇＯから構成されていた。また、Ｔｉ窒化物が観察されたが、スラグプロトコルには入れられなかった。これらのＴｉ窒化物は、チタニウムを添加して大きな酸化物介在物の形成を防止する、鋼製造プロセス中のプラクチスから生じる。このプラクチスのために形成される小サイズのＴｉ窒化物は、無害であるとみなされてきた。しかしながら、これらは、著しく角張った形状をしており、したがって、疲労破壊を生じさせる恐れがある。したがって、とりわけＥＳＲ精錬により大きなスラグ介在物が効果的に除去されることが判明されたことから、チタンは、溶融体に添加する必要がある。したがって、好ましくは、不純物レベルを超える量でチタンを含有しない一定容積溶湯を調製しなければならない。
【００２０】
【表３】
0004334764.tif 000004
【００２１】
試料を作製し表層におけるスラグの顕微鏡観察をおこなったこれらの圧延線を、次にサイズ約３．３ｍｍφに冷間引抜きした。変形硬化により、実質的にオーステナイト構造である圧延線が、マルテンサイト５０〜７０％と、主に多少のδフェライト部分を有するオーステナイトからなる残部とから構成される混合構造体に変態した。通常のらせん形状のばねを、冷間引抜き材料からスピニングにより形成した。次に、ばねを、４８０℃で１時間処理後空気中で冷却することにより、析出硬化した。加熱操作中、アルミニウムとニッケルの金属間相、典型的にはＡｌＮｉ３が、１７−７ＰＨ鋼について典型的であるようにしてマルテンサイトで析出して、引張強さが３８０〜４００ＭＰａだけ増加した。
【００２２】
次に、硬化ばねを、疲労試験に附した。これは、ばねを、１００ＭＰａのアンダーテンションで張った後、それらを９００ＭＰａのテンションで圧縮することにより実施した。この圧縮と解放を、各ばねごとに、２０００万回の高頻度で反復するか、破断が生じるまで反復した。各材料で作製したばね２０個を、試験した。結果を、表２に示す。表２において、ばね１ａｓ、２ａｓ及び３ａｓは、通常法で製造した線から作製したものであり、一方、ばね１ｂｓ、２ｂｓ及び３ｂｓは、本発明により製造した冷間引抜き線から作製したものである。表から、本発明のばねは、一つも疲労破壊しなかったのに対して、基準ばねのそれぞれ２０％、９０％及び７５％が、２０００万回の振動をおこなう前に疲労破壊したことが明らかである。
【００２３】
【表４】
0004334764.tif 000005
【００２４】
産業上の利用の可能性
本発明は、請求の範囲内で変更できることが理解されなければならない。上記で示した実験は、円形断面を有する冷間引抜きばね線の製造に関する。しかしながら、本発明は、このような断面の線にのみ限定されず、他の形状の線、すなわち、らせん形にスピニングした完成品のばねにおいて張力がより好ましく分布できる楕円形の断面を有する線にも適用できる。