JP5091732B2 - 耐へたり性および曲げ性に優れた低Ｎｉばね用ステンレス鋼 - Google Patents

Description

本発明は、Ｎｉを節減するため、必要最小限の含有量に抑制しつつも優れた曲げ加工性を発現し、高強度ステンレス製ばねとして必須とされる耐へたり性および耐食性をも兼備する高強度ばね用ステンレス鋼ならびに高強度ステンレスばねに関する。

ＳＵＳ３０１およびＳＵＳ３０４に代表さ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は、冷間加工により高強度が得られ、高強度ステンレスばね用素材として多用されている。

しかしながら、昨今のＮｉ原料高騰により、Ｎｉを６％以上含有するＳＵＳ３０１や８％以上含有するＳＵＳ３０４などでは、コスト的に活用できない用途も散見されるに至っている。これに対応すべく、近年、以下の特許文献１−４に記される、いわゆる２００系ステンレス鋼をベースとした鋼が、３００系ステンレス鋼の代替材として提供されつつある。これらの鋼は、ばね性に関連があると思われる材料特性、例えば比例限界応力、耐力、ばね限界値、常温ならびに高温耐へたり性について優れたレベルが得られることを特徴としている。
これらの鋼はＮｉに代わるオーステナイト形成元素として多くは約４％以上のＭｎを含有させ、Ｎｉ含有量を低減させてコスト節減を図る素材である。

一方、ばね用を上述した文献までの大量のＭｎを含有させずとも、Ｎｉを節減したオーステナイト系ステンレス鋼の技術も提示されている（特許文献５および６）。

特開２００６−１１１９３２号公報 特開２００７−１９７８０６号公報 特開平１１−２４１１４５号公報 特開平７一７０７００号公報 特公昭６０−３３１８６号公報 特開２００６−２２３６９号公報

４％以上のＭｎを含有する技術では、その製鋼、精錬の際に有害なＭｎ酸化物のダストを生成し、環境保全の観点から課題が多い。さらに、ステンレス鋼をリサイクルする際に、従来は非磁性であれば３００系スクラップとして処理して来たが、高Ｍｎ含有鋼も非磁性であるために、Ｎｉを多く含有する有用なスクラップとＮｉが少なくＭｎを多量に含有する鋼とを区分することが困難となり、スクラップ市場の混乱を招くことが懸念される。また、Ｍｎ含有量が高いことで表面品質が低下し、焼鈍酸洗性や光輝焼鈍などの生産性を損ない、Ｎｉを低減したにも関わらず、これらの生産性低下によりその効果が総コスト面で相殺されてしまうという課題があった。

一方、Ｍｎを抑制したＮｉ低減鋼である技術（特許文献５）では、高強度ばねとして優れた耐へたり性を発現させるのに必要とされる加工度が高いため、良好な曲げ性を得ることが困難である。また、特許文献６の技術においては高強度ばねとしての十分な強度が得られないという課題があった。

本発明は、Ｎｉを節減しつつもステンレスばね用素材として優れた耐へたり性および曲げ性を有するオーステナイト系ステンレス鋼を提供するものである。

上記課題は、質量％で、０．１０％≦Ｃ＋０．５Ｎ≦０．２５％（但しＣ＞０．０５％、Ｎ＞０．０５％）、Ｓｉ≦１．５％、０．５％≦Ｍｎ＜３．０％、Ｐ≦０．０６％、Ｓ≦０．００５％、１．５％≦Ｎｉ＜５．０％、１５．０％≦Ｃr≦１９．０％、０．８％≦Ｃｕ≦４．０％、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、下記（１）式で示されるオーステナイト安定度指標Ｍｄ_３０が０〜６０、下記（２）式で示される積層欠陥エネルギー生成指標ＳＦＥが０〜４０未満であって、加工誘起マルテンサイト相を５〜５０体積％、残部がオーステナイト相からなる、耐へたり性および曲げ性に優れた低Ｎｉばね用ステンレス鋼によって達成される。
この低Ｎｉばね用ステンレス鋼にはさらに１５０〜５００℃の温度範囲で時効処理が施されていても良い。
Ｍｄ_３０＝５５１−４６２（Ｃ＋Ｎ）−９．２Ｓｉ−８．１Ｍｎ−２９（Ｎｉ＋Ｃｕ）−１３．７Ｃｒ…（１）
ＳＦＥ＝６．２Ｎｉ＋１８．６Ｃｕ＋０．７Ｃｒ＋３．２Ｍｎ−５３ ‥・（２）

ここで、上記（１）および（２）式の元素記号の箇所には質量％で表されたそれぞれの元素の含有値が代入される。

本発明によれば、Ｎｉ含有量を５．０質量％未満に節減しつつもＭｎ含有量の多量添加を回避し、ステンレスばねとして優れた耐へたり性と曲げ性、耐食性を兼ね備えたオーステナイト系ステンレス鋼が提供される。
この鋼を用いて製造されるばねは、素材が３００系ステンレス鋼である高強度ばねに代替できる。したがって、本発明はコスト面および品質面でＮｉ原料の高騰に対応し得るものである。

本発明者らは、Ｎｉ含有量を５．０質量％未満に抑制したオーステナイト系ステンレス鋼において、上記課題を達成すべく鋭意研究し、以下の知見を得るに至った。

まず、ばねとして優れた耐久性を発現させるために、その素材は優れた耐へたり性を有していることが前提となり、それは素材を高強度化することで達成される。オーステナイト系ステンレス鋼をベースに高強度を得る手段として最も有効な手段は、冷間圧延などの加工を付与してオーステナイトを加工硬化させるとともに、オーステナイトの一部を硬質な加工誘起変態させる、いわゆる加工誘起変態塑性（ＴＲＩＰ）現象を利用することである。ばねへの成形工程でも加工ひずみが付与された部分ではＴＲＩＰ現象により硬化し、このＴＲＩＰ現象の起こりやすさはオーステナイト安定度により左右される。高強度化すればするほど耐へたり性は向上するものの、ばねとしての加工性、例えば後述の曲げ性は低下する。ばね素材として優れた加工性を維持しつつ、ばねとして良好な耐へたり性を得る上で、オーステナイト安定度およびばね素材の加工誘起マルテンサイト相の量を調整する必要があることが明らかとなった。

一方、曲げ性は引張試験などで評価される伸びとある程度相関があり、伸びにはＴＲＩＰ現象と加工誘起マルテンサイトの強度を左右する固溶強化元素であるＣ，Ｎ含有量が深く関与していることが分かった。すなわち、オーステナイト安定度ならびにＣ，Ｎ量を適正範囲に調整することが必須とされた。ただし、これのみでは安定して優れた曲げ性が得られないことが分かった。そこで、本発明者らはさらに鋭意研究を重ねた結果、積層欠陥エネルギーの生成指標であるＳＦＥを適正範囲に調整することで安定して良好な曲げ性が得られることが明らかとなった。この理由として、ＳＦＥが大きいとオーステナイトの加工硬化が小さくなるために加工誘起マルテンサイトとオーステナイトとの硬度差が大きくなること、逆にＳＦＥが小さいとオーステナイトの加工硬化が大きくなるためにオーステナイトの延性が低下し、このいずれも曲げ性を低下させる要因となるためであると推定される。

「成分元素」
以下、本発明鋼に含まれる合金成分ならびに含有範囲限定理由について説明する。
１）ＣおよびＮ
Ｃ，Ｎは、加工誘起マルテンサイト（α’）相を固溶強化するために有用な元素である。本発明鋼においてはＣに対するＮの固溶強化の寄与はおおよそ半分であり、α’相の生成の際、ＴＲＩＰによる十分な延性を発現させるためには、Ｃ質量％＋０．５×Ｎ質量％（以下、Ｃ＋０．５Ｎと略記）を０．１０質量％以上とする必要がある。また、Ｃ，Ｎとも０．０５質量％を越える含有量を確保することが顕著な延性向上作用を安定して得るために重要である。一方、Ｃ、Ｎの含有量が多くなりすぎると過度に硬質化し、加工性を阻害する要因となる。この傾向は（Ｃ＋０．５Ｎ）が０．２５質量％を越えると顕著に現れるため、これ以下となるように調整する必要がある。より好ましくは、Ｃ含有量が０．１２質量％以下、Ｎ含有量が０．１８質量％以下で調整されるのが良い。

２）Ｓｉ
Ｓｉは、製鋼での脱酸に有用な元素であるが、１．５質量％を越えて過剰に含有させると鋼が硬質化し加工性を損なう要因となる。また、Ｓｉはフェライト生成元素であるため、過剰添加は高温域でのδフェライト相の多量生成を招き、熱間加工性を阻害する。したがって、Ｓｉ含有量は１．５質量％以下に制限される。

３）Ｍｎ
ＭｎはＮｉに比べて安価で、Ｎｉの機能を代替できる有用なオーステナイト形成元素である。本発明においてその機能を活用するために０．５％以上のＭｎ含有量を確保する必要がある。一方、Ｍｎ含有量が過剰となると、製鋼工程における環境保全の問題が生じやすくなる。また、表面性状に起因する生産性の低下ならびにＭｎＳなどの介在物生成に起因する曲げ性の劣化を引き起こす要因となる。このため、Ｍｎ含有量は３．０質量％未満、好ましくは２．５質量％未満に制限される。

４）ＰおよびＳ
ＰおよびＳは不可避的不純物として混入するが、その含有量は低いほど望ましく、曲げ性その他の材料特性や製造性に多大な悪影響を与えない範囲として、Ｐについては０．０６質量％以下、Ｓは０．００５質量％以下に規定した。

５）Ｎｉ
Ｎｉはオーステナイト系ステンレス鋼に必須の元素であるが、本発明ではコスト低減の観点からＮｉ含有量を極力低く抑える成分設計を行っており、上限を５．０質量％未満に規定する。ただし、上記Ｍｎ含有量の範囲で製造性や加工性を兼備させる成分バランスを実現させるためには１．５質量％以上のＮｉ含有量を確保する必要がある。

６）Ｃｒ
Ｃｒはステンレス鋼の耐食性を担保する不動態皮膜の形成に必須の元素である。Ｃｒ含有量が１５．０質量％未満であると、本発明の代替対象となる従来の３００系オーステナイト系ステンレス鋼に要求される耐食性が十分に確保できない場合がある。ただし、Ｃｒはフェライト生成元素であるため、過度のＣｒ含有は高温域でのδフェライト相の多量生成を招き、熱間加工性を損なう要因となるため好ましくない。種々検討の結果、本発明では１９．０質量％までＣｒを含有させることができる。したがって、Ｃｒ含有量は１５．０〜１９．０質量％に規定される。

７）Ｃｕ
Ｃｕはオーステナイト生成元素であることから、Ｃｕ含有量の増加に応じてＮｉ含有量の設定自由度が拡大し、Ｎｉを抑制した成分設計が容易になる。また、加工誘起マルテンサイト相の生成に起因する加工硬化が抑制されるとともに、ＳＦＥ値を高める上で有効な元素でもある。これらの作用を有効に得るためには０．８質量％以上のＣｕ含有量を確保する必要がある。ただし、４．０質量％を越える多量のＣｕ含有は熱間加工性を阻害しやすい。このため、Ｃｕ含有量は０．８〜４．０質量％に規定される。

本発明鋼は、上記の成分に加えて、熱間加工性確保を目的としたＢ、Ｃａの１種あるいは２種、耐食性向上を目的としたＭｏを含有することができる。ただし含有される場合には、ＢあるいはＣａは総量で０．００７０質量％以下、Ｍｏは１．５質量％以下で含有されるのが望ましい。

（１）式で表されるオーステナイト安定度指標Ｍｄ_３０が大きいほどオーステナイトからα’相への変態が起こり易いことから、軽度の冷延ひずみの付与で高強度が得られるとともに、優れた延性を確保することができる。また、ばねへの成形工程においても曲げ部など加工ひずみが付与された部分はＴＲＩＰ現象によりさらに高強度化し、優れた耐へたり性を発現しやすい。このような効果はＭｄ_３０が０以上で顕著に現れる。ただし、Ｍｄ_３０が６０を越えて大きくなると、曲げ加工を施した部分におけるα’生成量が多くなり過ぎるために割れが誘発され、曲げ性が劣化する。したがって、Ｍｄ_３０は０〜６０の範囲に規定した。

（２）式で表される積層欠陥エネルギー指標ＳＦＥは、良好な曲げ性を安定して得る上で０〜４０未満の範囲に規定した。この理由として、前述の通り、ＳＦＥが４０以上となるとオーステナイトの加工硬化が小さくなるためにα’相とオーステナイト相との硬度差が大きくなり、曲げ加工時にはα’相／オーステナイト界面近傍でき裂が生じやすくためと考えられる。また、逆にＳＦＥが０未満の場合にはオーステナイトの加工硬化が大きくなることによる延性低下が顕著に起こるようになるためと推定される。

さらに、加工誘起マルテンサイトを５〜５０体積％含有し、他はオーステナイト相となるように金属組織が調整される。この加工誘起マルテンサイトは、最終焼鈍後に行われる冷間あるいは温間での調質圧延や加工により導入される。本発明鋼では、加工誘起マルテンサイトが５体積％以上となるようにひずみが付与されることで優れた耐へたり性を発現するようになる。耐へたり性は強度が高いほど、つまり加工誘起マルテンサイト量が多いほど優れるが、その反面、曲げ成形時における割れ発生頻度が増し、ばね成形素材の加工誘起マルテンサイトが５０体積％を超えると曲げ加工時の割れ発生が顕著となる。なお、オーステナイト、加工誘起マルテンサイト以外に２体積％以下のフェライトを含んでいても良い。

以上のように化学成分および金属組織が調整された本発明鋼にさらに時効処理を施しても良い。時効処理を施すことにより、調質圧延などで付与されたひずみが一部回復すると同時に、ひずみ時効強化あるいはＣｕによる析出強化が起こるため、高強度を維持した状態で曲げ性を向上させることが可能である。このような効果は、時効温度が１５０℃で現れる。一方、時効処理温度が５００℃を超えるとひずみの回復が大きくなるとともにひずみ時効強化や析出強化の効果が小さくなるために、強度が急激に低下する。したがって、時効処理温度は１５０〜５００℃に規定した。時効処理時間は特に規定しないが、均熱時間が０ｓ〜５ｈであることが望ましい。

本発明鋼は、一般的なオーステナイト系ステンレス鋼板の製造プロセスにより製造可能である。熱間圧延以降の中間焼鈍あるいは仕上焼鈍は１０５０〜１１００℃の範囲で行うことが望ましい。また、仕上焼鈍後は目標硬さに応じた調質圧延が施され、例えば板厚０．１〜３ｍｍの調質圧延鋼板とすることができる。その後、形状矯正や前述の時効温度範囲における連続時効処理が適宜実施されても良い。

（実施例１）
表１の組成をもつ各種ステンレス鋼Ａ〜Ｌを溶製した。表１において、Ａ１〜Ａ１１が本発明で規定する化学成分を有する発明対象鋼、Ｂ１〜８が比較鋼、Ｃ１、２はそれぞれ従来鋼ＳＵＳ３０１、ＳＵＳ３０４である。なお、Ｂ１およびＢ２はＳＦＥ、Ｂ３およびＢ４はＭｄ_３０、Ｂ５およびＢ６はＣ＋０．５Ｎの値、Ｂ７はＭｎ含有量、Ｂ８はＳ含有量が本発明で規定する範囲を外れる。

各鋼とも１００ｋｇの鋼塊を得た後に、抽出温度１２３０℃で熱間圧延することにより板厚３ｍｍの熱延鋼帯を製造した。熱延鋼帯に１０８０℃で均熱１分の焼鈍を施した後、冷間圧延、焼鈍を繰り返すことにより、硬さが４５０±３ＨＶ５、板厚が０．５０±０．００３ｍｍの調質圧延鋼帯を得た。なお、調質圧延後の硬さが４５０ＨＶ５となる調質圧延率をそれぞれの鋼についてあらかじめ調べておき、その調質圧延率をもとに仕上焼鈍時の板厚を設定し、その板厚まで冷間圧延を行った後に１０８０℃で均熱１分の仕上焼鈍を実施した。その後の板厚０．５ｍｍまでの調質圧延では、板温が７０℃となるよう加温した上で７〜１０パスで行った。

上記の板厚０．５ｍｍの調質圧延材を用いて、加工誘起マルテンサイト相量の測定および耐へたり性、曲げ性の調査を行った。加工誘起マルテンサイト量は、径５ｍｍの円盤を採取後、エッジをリン酸硫酸中にて電解研磨したサンプルを用い、４枚重ね合わせて振動試料型磁力計により測定した。耐へたり量は、６０ｍｍ各の試験片の中央に径２８ｍｍの円孔を打ち抜いた後、金型を用いて荷重５０ｋＮで突起を成形した。図１に耐へたり性評価試験片の外観模式図を示す。突起を成形後常温において荷重１８〜２１ｋＮで平押し加工することにより、各供試材の突起高さを２１２±１μｍに調整した。その後、５０ｋＮの荷重を負荷し、４サイクル繰り返した後の突起高さを４５°おきに８点測定し平均化した値を平均突起高さとした。
この実験方法によれば、実際のばね形状に成形加工し、セッチングと呼ばれる工程を経て実使用された際の耐へたり性をシミュレートすることが可能であり、平均突起高さが高いほど耐へたり性に優れると評価される。

曲げ性は、幅２５ｍｍ、長さ５０ｍｍの短冊片を、長さ方向が圧延方向と直角となるように採取し、９０°のＶ曲げ試験を行った。曲げ稜線が圧延方向となるように試験片をセットし、先端のＲが０．８〜１．５ｍｍの金型を用いて２０ｋＮの荷重を負荷して曲げを行った後、曲げ部外周側をマイクロスコープを用いて１５０倍で観察し、割れによる開口が認められなかった最大のＲを曲げ限界Ｒ（ｍ）とした。
表２に各鋼の加工誘起マルテンサイト量、平均突起高さおよび曲げ限界Ｒを示す。

本発明鋼は加工誘起マルテンサイト量が１４〜４８体積％であり、平均突起高さ９０μｍ以上、曲げ限界Ｒは１．０ｍｍ以下と、いずれも優れた耐へたり性および曲げ性を有している。一方、比較鋼のＢ３、Ｂ５、Ｂ７および現行材Ｃ１、Ｃ２の平均突起高さは８６μｍ以下であり、本発明鋼に比べ耐へたり性に劣る。
曲げ限界Ｒについては比較鋼、従来鋼とも１．２ｍｍ以上であり、本発明鋼に比べ曲げ性に劣る。本実施例のように、調質圧延により高強度化した鋼にて優れた耐へたり性と曲げ性を両立させるには本発明で規定した化学成分に調整する必要があることが確認された。

（実施例２）
本発明鋼の鋼Ｎｏ．Ａ１およびＡ７について、仕上板厚は０．５ｍｍとしつつ、調質圧延率を変化させることで加工誘起マルテンサイト相量を変化させた鋼の造り込みを行い、実施例１に示す実験方法により平均突起高さおよび曲げ限界Ｒを測定した。表３に測定結果を示す。なお、試験番号Ｘ３およびＸ１１はそれぞれ表２に記載の鋼Ａ１およびＡ７の測定値と同一である。

本発明例ではいずれも加工誘起マルテンサイト相量が６〜４４体積％であり、平均突起高さ９０μｍ以上、曲げ限界Ｒは１．０ｍｍ以下と、いずれも優れた耐へたり性および曲げ性を有している。一方、比較例の試験番号Ｘ１、Ｘ２およびＸ８の平均突起高さは８２μｍ以下であり、本発明鋼に比べ耐へたり性に劣る。これは加工誘起マルテンサイト相量が少ないために突起部の強度が低かったためであると推定される。
一方、試験番号Ｘ７、Ｘ１２の曲げ限界Ｒは１．４ｍｍ以上であり、本発明例に比べ曲げ性に劣る。これは、過剰のマルテンサイトを生成させたために曲げ割れ感受性が高まったためと思われる。本実施例より、本発明で規定した範囲に加工誘起マルテンサイト相量を調整する必要があることが確認された。

（実施例３）
本発明鋼の鋼Ｎｏ．Ａ１の、加工誘起マルテンサイト相量が３２体積％である鋼（実施例２表３中の試験番号Ｘ５について、５０〜６００℃で在炉３０ｍｉｎの時効処理を施し、実施例１に示す実験方法により平均突起高さおよび曲げ限界Ｒを測定した。表４に測定結果を示す。なお、表中には時効処理後にマルテンサイト量を調査した結果も付した。

時効処理温度が５０℃である試験番号Ｙ１は、時効処理なしの場合と同一の平均突起高さおよび曲げ限界Ｒであり、時効処理の効果が現れない。１００℃以上の時効処理により曲げ限界Ｒが小さくなり、曲げ性が向上することが認められる。時効処理温度が高くなるにともない平均突起高さが小さくなる傾向を示す。その傾向は時効処理温度が５００℃を越える領域で特に顛著となり、平均突起硬さは８３μｍ以下となる。以上より、本発明で規定した範囲で時効処理を施すことにより、耐へたり性を損なうことなく曲げ性をさらに向上し得ることが確認された。

実施例で用いた耐へたり性試験片の外観模式図を示す。

Claims (2)

1. 質量％で、０．１０％≦Ｃ＋０．５Ｎ≦０．２５％（但しＣ＞０．０５％、Ｎ＞０．０５％）、Ｓｉ≦１．５％、０．５％≦Ｍｎ＜３．０％、Ｐ≦０．０６％、Ｓ≦０．００５％、１．５％≦Ｎｉ＜５．０％、１５．０％≦Ｃr≦１９．０％、０．８％≦Ｃｕ≦４．０％を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、
   下記（１）式で示されるオーステナイト安定度指標Ｍｄ_３０が０〜６０、下記（２）式で示される積層欠陥エネルギー生成指標ＳＦＥが０〜４０未満であって、加工誘起マルテンサイト相を５〜５０体積％、残部がオーステナイト相からなる、耐へたり性および曲げ性に優れた低Ｎｉばね用ステンレス鋼。
   Ｍｄ_３０＝５５１−４６２（Ｃ＋Ｎ）−９．２Ｓｉ−８．１Ｍｎ−２９（Ｎｉ＋Ｃｕ）−１３．７Ｃｒ・‥（１）
   ＳＦＥ＝６．２Ｎｉ＋１８．６Ｃｕ＋０．７Ｃｒ＋３．２Ｍｎ−５３‥・（２）
2. 請求項１に記載のステンレス鋼に、更に１５０〜５００℃の温度域で時効処理が施された、耐へたり性および曲げ性に優れた低Ｎｉばね用ステンレス鋼。

Images