(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：0.03％超え〜0.15％，Ｓｉ：0.2〜2.0％，Ｍｎ：1.0％以下，Ｐ：0.06％以下，Ｓ：0.01％以下，Ｎｉ：2.5〜5.0％，Ｃｒ：14.0〜16.5％，Ｎ：0.03％超え〜0.10％を含み、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Ｈ値が400〜480、下記(2)式で定義されるＭ値が85以上、かつ下記(3)式で定義されるＡ値が−1.7以上となるように成分調整されており、残留オーステナイトが15体積％以下，δフェライトが3体積％以下（0体積％を含む）であり、残部マトリックスがマルテンサイトからなる金属組織を有する強度・靱性・ばね特性の良好なマルテンサイト系ステンレス鋼焼鈍鋼材。
Ｈ値＝363Ｃ−12Ｓｉ−14Ｍｎ−26Ｎｉ−18Ｃｒ−107Ｎ＋818 ・・(1)
Ｍ値＝−1667(Ｃ＋Ｎ)−28Ｓｉ−33Ｍｎ−61Ｎｉ−41.7Ｃｒ＋1305 ・・(2)
Ａ値＝30(Ｃ＋Ｎ)−1.5Ｓｉ＋0.5Ｍｎ＋Ｎｉ−1.3Ｃｒ＋11.8 ・・(3)
【請求項２】
鋼材が鋼板である請求項１に記載のマルテンサイト系ステンレス鋼焼鈍鋼材。
【請求項３】
0.2％耐力が700Ｎ／mm2以上、引張強さが1420Ｎ／mm2以上、伸びが7.5％以上で、かつ、ばね限界値が650Ｎ／mm2以上の特性を有する請求項１または２に記載のマルテンサイト系ステンレス鋼焼鈍鋼材。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、焼鈍された状態で各種ばね，メタルガスケット，メタルマスク，フラッパーバルブ，スチールベルトなどの高強度ステンレス鋼分野の用途に適用できる、強度・靱性・ばね特性が良好なマルテンサイト系ステンレス鋼焼鈍鋼材に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
従来より、各種ばね，メタルガスケット，メタルマスク，スチールベルトなど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など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」。これは、冷間加工によって誘起されたマルテンサイト自身の硬さを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」。これは、時効処理前の硬さが低く、加工性に優れる。時効処理後では析出硬化による高強度を発現し、溶接軟化抵抗も高いので、この特徴を活かして溶接が必要な各種ばね，スチールベルト等に用いられている。本出願人らもこの種のステンレス鋼において靱性や捩り特性を改善したものを特開平7−157850号公報，特開平8−74006号公報として紹介した。
【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」。これは、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入れして得られるマルテンサイト相を利用して高強度化を図るものであり、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・製造コストとも比較的安価である。本出願人らも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、生産性も低い。また、若干の成分変動でもオーステナイト相の安定度が変化するため、一定の冷間加工を付与しても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やすい。
【０００７】
（Ｂ）の析出硬化型ステンレス鋼では、Ｃｕ，Ａｌ，Ｔｉ，Ｍｏといった時効硬化元素を必要とする。これらは一般に高価であるため、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、多工程となるため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では、（Ａ）や（Ｂ）のステンレス鋼と比べ強度あるいは靱性に劣る。焼入れ硬化型ステンレス鋼において焼鈍された状態のまま強度・靱性・ばね特性をバランスよく高めることは必ずしも容易ではない。
【０００９】
近年、各種ばね，メタルガスケット，メタルマスクなどの高強度用途では、強度・靱性・ばね特性をバランスよく具備した鋼材であって、しかも安価なものが強く要求されている。特に昨今では多方面でコスト低減が叫ばれており、鋼材メーカーとしても高い特性を有する材料をできるだけ少ない工程で作りたいところである。この意味からも、焼鈍された状態のままで上記高強度用途に適用できる高い特性を呈する鋼材の出現が待たれている。従来のステンレス鋼では、前記（Ａ）〜（Ｃ）のいずれの鋼種においても、このような要求に十分対応できるものは見当たらない。本発明は、かかる現状に鑑み、焼鈍された状態のままで良好な強度・靱性・ばね特性を呈する安価な高強度ステンレス鋼材を提供することを目的とする。
【００１０】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、詳細な研究の結果、前記（Ｃ）の焼入れ硬化型ステンレス鋼に分類される新規な鋼板によって上記目的が達成されることを見出した。
【００１３】
請求項１の発明は、質量％で、Ｃ：0.03％超え〜0.15％，Ｓｉ：0.2〜2.0％，Ｍｎ：1.0％以下，Ｐ：0.06％以下，Ｓ：0.01％以下，Ｎｉ：2.5〜5.0％，Ｃｒ：14.0〜16.5％，Ｎ：0.03％超え〜0.10％を含み、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Ｈ値が400〜480、下記(2)式で定義されるＭ値が85以上、かつ下記(3)式で定義されるＡ値が−1.7以上となるように成分調整されており、残留オーステナイトが15体積％以下，δフェライトが3体積％以下（0体積％を含む）であり、残部マトリックスがマルテンサイトからなる金属組織を有する強度・靱性・ばね特性の良好なマルテンサイト系ステンレス鋼焼鈍鋼材である。
Ｈ値＝363Ｃ−12Ｓｉ−14Ｍｎ−26Ｎｉ−18Ｃｒ−107Ｎ＋818 ・・(1)
Ｍ値＝−1667(Ｃ＋Ｎ)−28Ｓｉ−33Ｍｎ−61Ｎｉ−41.7Ｃｒ＋1305 ・・(2)
Ａ値＝30(Ｃ＋Ｎ)−1.5Ｓｉ＋0.5Ｍｎ＋Ｎｉ−1.3Ｃｒ＋11.8 ・・(3)
【００１４】
ここで、(1)〜(3)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。焼鈍鋼材とは焼鈍された状態の金属組織および機械的性質を有している鋼材をいう。
【００１６】
請求項２の発明は、請求項１の発明において、鋼材を特に鋼板に限定したものである。
【００１７】
請求項３の発明は、請求項１または２の発明において鋼材の特性を規定したものであり、0.2％耐力が700Ｎ／mm2以上、引張強さが1420Ｎ／mm2以上、伸びが7.5％以上で、かつ、ばね限界値が650Ｎ／mm2以上の特性を有する鋼材である点に特徴がある。
【００１８】
ここで、ばね限界値はJIS H 3130に準じた測定値であり、幅10mm，長さ約150mmの短冊状試験片を用いた場合の永久たわみ量が0.1mmとなる時の値を採用する。
【００１９】
【発明の実施の形態】
発明者らは研究の結果、Ｃ，Ｎの添加量を調整しＮｉを適量添加したマルテンサイト系ステンレス鋼において、従来の焼入れ硬化型ステンレス鋼よりも高い強度および靱性を呈し、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も少なく、析出硬化型ステンレス鋼よりも安価な高強度鋼材が得られることを知見した。ただし、単に高強度化を図ることによって、常に高いばね特性が得られるわけではない。特に、焼鈍された状態で直ちに良好な強度・靱性・ばね特性が発揮できるようにするには工夫が必要である。詳細な検討の結果、焼鈍後層状に生成するδフェライトを極力低減し、かつ残留オーステナイト量が一定以下となるよう金属組織をコントロールすることが重要であることが明らかとなった。また、そのような金属組織は化学組成の厳密なコントロールによって実現可能であることもわかった。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、固溶強化により鋼の強度を上昇させ、かつ高温でのδフェライトの生成を抑制する重要な元素である。有効な固溶強化能を得るためには0.03質量％を超える添加が必要である。しかし、Ｃ含有量が多くなるに伴い焼鈍後に多量のオーステナイトが残留し、強度低下を招くばかりでなく、靱性・ばね特性も劣化する。特にＣが0.15質量％を超えると、もはや他の合金元素の含有量調整によって焼鈍鋼材の強度・靱性・ばね特性の良好なバランスを保つのが困難になり、好ましくない。したがって、Ｃ含有量は0.03質量％超え〜0.15質量％とする。
【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靱性，ばね特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％とした。
【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し、強度・ばね特性の低下原因となる。このため、Ｍｎ含有量は1.0質量％以下とする。なお、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劣化させる原因となるので、少ないほど望ましい。Ｐ含有量は0.06質量％以下に規定する。
【００２４】
Ｓは、ＭｎＳなどの非金属介在物として鋼中に存在し、靱性に悪影響を及ぼす。また、熱間加工時には粒界に偏析して熱間加工性を著しく劣化させる。Ｓ含有量は少ないほど望ましく、0.01質量％以下に規定する。
【００２５】
Ｎｉは、同じオーステナイト生成元素であるＣ，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うえで有効である。また、δフェライト相の生成を抑制する。本発明の合金系において焼鈍後のδフェライト量を十分少なくし、かつ高靱性を維持するためには最低2.5質量％以上のＮｉ含有が必要である。しかし、5.0質量％を超えて多量に含有させると残留オーステナイト量が多くなりすぎ、強度低下をもたらす。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、強度不足をきたすことになる。したがって本発明ではＮｉの添加が重要であり、その含有量を2.5〜5.0質量％に規定する。
【００２６】
Ｃｒは、耐食性を得るために本発明では14.0質量％以上必要である。しかし、16.5質量％を超えると焼鈍後のδフェライト量あるいは残留オーステナイト量がが多くなり、焼鈍鋼材において高いばね特性が得られない。Ｃｒ含有量は14.0〜16.5質量％とする。
【００２７】
Ｎは、Ｃと同様δフェライトの生成を抑制するとともに、固溶強化作用により強度向上に寄与する。また、Ｃの一部をＮで置換してＣの多量含有を抑制することにより、焼鈍後冷却時における粒界近傍でのＣｒ炭化物析出に起因した耐食性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％を超えて多量に添加すると、焼鈍後残留オーステナイト量が多くなりすぎ、良好な強度・ばね特性が得られない。この際、Ｎよりも固溶強化能が大きいＣを低減すると高強度が得られなくなるという弊害が生じる。したがって、Ｎ含有量は0.03質量％超え〜0.10質量％とする。
【００２９】
本発明で対象とする鋼板は、各成分元素の含有量が上記の範囲にあるとともに、前記(1)式で定義されるＨ値が400〜480になるように化学組成が調整されていなくてはならない。このＨ値は、本発明で規定する成分系の鋼板に関して、焼鈍後のビッカース硬さにほぼ対応する指標である。Ｈ値を400以上に調整すると、焼鈍されたままの状態において、各種ばね材やメタルガスケット，メタルマスク，スチールベルトなどの高強度用途に適用可能な650Ｎ／mm2以上のばね限界値が得られるようになる。一方、Ｈ値が480を超えるような化学組成では焼鈍鋼材の靱性が急激に低下するようになる。したがって、Ｈ値が400〜480になるように化学組成を規定する。
【００３０】
残留オーステナイトは、強度およびばね特性を低下させる要因になる。本発明は残留オーステナイトによる靱性改善作用を利用して高靱性を得ようとするものではないので、金属組織的観点からは基本的に残留オーステナイトは少ない方がよい。しかし、ことさらに残留オーステナイトの低減を図ることは、Ｃ等の強化元素を過剰に制限することにもなり、本発明において有益ではない。調査の結果、焼鈍後において残留オーステナイトが15体積％を超えると、目的とする強度・ばね特性を得るうえで支障が生じるようになる。したがって、焼鈍鋼材における残留オーステナイト量は15体積％以下にすることが望ましい。
【００３１】
δフェライトは、ばねなどの薄鋼板に加工熱処理された後に圧延方向に層状に分布するようになる。このδフェライトはマトリックスのマルテンサイトに比べはるかに強度が低い。そのため、δフェライトが多く存在する鋼板は、ばねなどの製品に加工されて繰り返し応力を受けると、δフェライトの軟質な層に起因してへたりやすく、ばね特性に劣るものとなる。この意味で、δフェライト量は少ないほど好ましい。発明者らの研究の結果、鋼材中のδフェライト量が3体積％以下のとき、δフェライトは分断化される傾向を示し、ばね特性や強度，靱性にほとんど悪影響を及ぼさないことが判明した。逆にδフェライト量が3体積％を超える鋼材では良好なばね特性が得られない場合がある。したがって、焼鈍鋼材中のδフェライト量は3体積％以下にすることが望ましい。
【００３２】
前記(2)式で定義されるＭ値は、本発明で規定する成分系の鋼板に関して、焼鈍後の冷却過程でオーステナイトからマルテンサイトに変態し始めるＭｓ点と良い対応関係を示す指標である。発明者らによる多くの実験の結果、Ｍ値が85以上となる化学組成にしたとき残留オーステナイトが15体積％以下の焼鈍鋼材が得られ、各種ばね材やメタルガスケット，メタルマスク，スチールベルトなどに適用できる高い強度・ばね特性を呈するものが焼鈍状態のままで得られることが明らかになった。したがって、Ｍ値が85以上となるように化学組成を調整することが望ましい。
【００３３】
前記(3)式で定義されるＡ値は、本発明で規定する成分系の鋼板に関して、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。発明者らの詳細な検討の結果、Ａ値が−1.7以上となる化学組成にしたとき焼鈍後のδフェライト量を3体積％以下に低減できることが確認された。したがって、Ａ値が−1.7以上となるように化学組成を調整することが望ましい。
【００３４】
最終的な焼鈍は通常のマルテンサイト系ステンレス鋼と同様の条件で行うことができる。例えば鋼板の場合、950〜1030℃で0〜300秒保持して水冷または空冷する方法が好ましい。
【００３５】
【実施例】
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。その後、冷間圧延・熱処理を繰り返して、最終的に1030℃で60秒保持する焼鈍を施し、板厚2.0mmと1.0mmの焼鈍鋼板を得た。表１において、Ａ１〜Ａ７が本発明で規定する化学組成を有した発明対象鋼、Ｂ１〜Ｂ６が比較鋼、Ｃ１が従来鋼のSUS301である。Ｃ１は加工硬化型ステンレス鋼であるため、このＣ１のみ焼鈍後に圧下率50％の冷間圧延を行い、板厚2.0mmと1.0mmの冷間圧延鋼板とした。
【００３６】
【表１】
0004209513.tif 000002
【００３７】
Ｃ１を除く各供試材について、焼鈍鋼板の残留オーステナイト量，δフェライト量を測定した。残留オーステナイト量は振動試料型磁力計を用いて、試料の飽和磁化と100％強磁性体の飽和磁化との比率より求めた。δフェライト量は板厚断面の光学顕微鏡組織における面積率より求めた。また、各供試材について焼鈍鋼板の0.2％耐力，引張強さ，伸び，Ｖノッチシャルピー衝撃値，ばね限界値を測定した。Ｖノッチシャルピー衝撃試験のみ板厚2.0mm、他の試験はいずれも板厚1.0mmの供試材を用い、試験片は圧延方向が長手方向となるように採取した。ばね限界値はJIS H 3130に準じて幅10mm，長さ約150mmの短冊状試験片を用いた場合の永久たわみ量が0.1mmとなる時の試験器目盛りより算出した。表２に結果を示す。
【００３８】
【表２】
0004209513.tif 000003
【００３９】
表２に示されるように、残留オーステナイト量≦15体積％，およびδフェライト量≦3体積％を満たす発明例のものは、焼鈍された状態のままで0.2％耐力≧700Ｎ／mm2，引張強さ≧1420Ｎ／mm2，伸び≧7.5％，シャルピー衝撃値≧65Ｊ／cm2，ばね限界値≧650Ｎ／mm2の特性を有しており、良好な強度・靱性・ばね特性をバランス良く兼ね備えていることがわかる。これに対し比較例のＢ１はＣ量が高すぎ、またＨ値が高すぎるため本発明規定の化学組成を満たしておらず、結果、シャルピー衝撃値が低い。破面はへき開面の見られる脆性破面であったことから、過剰な高強度化のために靱性が低下したものと推察される。Ｂ２はＣｒ量が高すぎ、またＡ値が低すぎるため焼鈍鋼板中に層状のδフェライト量が圧延方向に生成しており、結果、ばね限界値が低い。Ｂ３は個々の成分元素の含有量はそれぞれ規定範囲にあるもののＨ値が低すぎるため0.2％耐力およびばね限界値が低い。Ｂ４は個々の成分元素の含有量はそれぞれ規定範囲にあるもののＭ値が低すぎるため焼鈍鋼板中の残留オーステナイト量が15体積％を超えて多くなり、結果、0.2％耐力およびばね限界値が低い。Ｂ５はＮｉ量が低すぎ、またＨ値が高すぎるためシャルピー衝撃値が低い。Ｂ６はＮ量が高すぎるためシャルピー衝撃値が低い。
【００４０】
【発明の効果】
本発明によれば、焼鈍された状態のままで良好な強度・靱性・ばね特性をバランス良く兼ね備えたマルテンサイト系ステンレス鋼の焼鈍鋼材が得られる。この鋼材は高い特性を有するにもかかわらず原料コスト・製造コストが低く抑えられるので、各種ばねやメタルガスケット，マタルマスク等の高強度部材の用途においてコストパフォーマンスの高い鋼材が提供できる。