JP2007224366A - 高強度ステンレス鋼ばねおよびその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】良好な加工性を示し、高い荷重特性を有する高強度ステンレス鋼ばねを提供する。
【解決手段】本発明の高強度ステンレス鋼ばねは、成分組成が、０．０４〜０．０８質量％のＣ、０．１５〜０．２２質量％のＮ、０．３〜２．０質量％のＳｉ、０．５〜３．０質量％のＭｎ、１６〜２０質量％のＣｒ、８．０〜１０．５質量％のＮｉ、０．５〜３．０質量％のＭｏ、残部がＦｅおよび不可避不純物であり、ばねのコイル平均径をＤとし、ステンレス鋼線の断面が真円である場合には鋼線の直径をｄとし、ステンレス鋼線の断面が真円以外である場合にはコイル外径からコイル平均径を引いた値をｄ’とするとき、ばね指数であるＤ／ｄまたはＤ／ｄ’が２〜６であることを特徴とする。
【選択図】図３

Description

本発明は、自動車部品もしくは家電部品またはダイスプリングなどの高強度と高耐食性が要求される用途に使用されるステンレス鋼ばねおよびその製造方法に関するものである。

高い荷重が付加される高強度ばね部品用素材としては、従来より、冷間加工用ではピアノ線およびＳｉ−Ｃｒ鋼オイルテンパー線があり、熱間加工用ではＳｉ−Ｍｎ系ばね用鋼線などがある。

これら高強度材料はいずれも耐食性が低いという課題を抱えている。ばねの耐食性を改善する方法として、塗装または耐食めっき処理などが考えられるが、Ｓｉ−Ｃｒ鋼およびＳｉ−Ｍｎ鋼は遅れ破壊発生の恐れからめっき処理は不可能である。ピアノ線においても、最も効果的な耐食処理であるクロメート処理は近年、環境問題による規制で、６価Ｃｒを使用しない代替処理への変更が求められており、事実上、塗装のみが耐食性の解決策となっている。これらの表面処理の欠点は、ばね形状になってから処理する必要があるためバッチ処理となることで、製造コストの増加が免れない点、および、ばねとしての使用中に表面に何らかの損傷があった場合、傷を起点として腐食が進行する点である。

この問題に対する解決策として、ステンレス鋼をばね素材として採用する方法がある。この方法によれば塗装および表面処理を省略できるため、ステンレス鋼採用により原料コストは増加するが、ばね全体の製造コストを低く抑えることが可能である。しかしながら、特に耐食性に優れるオーステナイト系ステンレス鋼は強度不足となる可能性がある。

高強度材の抱える課題は耐食性だけではない。高強度であるが故に、加工性が低いという問題がある。高荷重に耐えうるばねを設計する際、ばね定数を高くするために、ばね指数を小さくする必要がある。ばね指数は、鋼線断面が真円の場合には、図３（ａ）に示すように、鋼線断面の中心線から中心線までの距離を表すコイル平均径Ｄと鋼線の直径ｄを用いて、Ｄ／ｄと表される。また、鋼線断面が真円以外である場合には、図３（ｂ）に示すように、コイル外径Ｄ’からコイル平均径Ｄを引いた値ｄ’を用いて、Ｄ／ｄ’と表される。ばね指数を小さくするときは、ばね材料に高い加工性が要求されるため、靭性欠如が起こり、割れまたは焼付きが発生する危険性がある。

加工性についての先行技術としては、一度、鋼線の状態で焼入焼戻しを行ない、ばね加工後、再度、焼入焼戻しを行なう方法が提案されている（特許文献１と特許文献２参照）。これは鋼線の状態で行なう焼入焼戻しを靭性を重視とした処理とし、ばね加工を行ない、再度、焼入焼戻しを実施する際には強度を重視した処理とする方法である。この方法は、確かに製品状態で高い荷重に耐えうる高強度ばねの製造が可能となるが、靭性問題は解決しても、２重に熱処理を行なうことで生じる高コスト化は免れない。さらに、前述した耐食性を解決することができない。

さらに、ばねの高強度化を実施するため、近年は、矩形断面のばねまたは楕円断面のばねが用いられることがある（特許文献３と特許文献４参照）。この方法は、密着高さの低減を図ることができるため、限られたスペースで大きなエネルギーを得ることが可能となるからである。ただし、このような断面の鋼線は断面内の一部が局所的に加工されるため、線引き加工時およびばね加工時に靭性欠如を起こす危険性が増加する。
特開２０００−２１３５７９号公報 特開２００３−７３７３７号公報 特許第３０５５６００号公報 特開昭６３−３４３３５号公報

本発明の課題は、線引き加工およびばね加工において良好な加工性を示し、Ｓｉ−Ｃｒ鋼オイルテンパー線と同等の高い荷重特性を有する高強度ステンレス鋼ばねを提供することにある。また、素材が耐食性に優れ、塗装および耐食のための表面処理を一切必要としないため、トータルの製造コストが低廉な高強度ステンレス鋼ばねの製造方法を提供することにある。

本発明の高強度ステンレス鋼ばねは、ステンレス鋼線により構成されるばねであって、ステンレス鋼線は、成分組成が、０．０４〜０．０８質量％のＣ、０．１５〜０．２２質量％のＮ、０．３〜２．０質量％のＳｉ、０．５〜３．０質量％のＭｎ、１６〜２０質量％のＣｒ、８．０〜１０．５質量％のＮｉ、０．５〜３．０質量％のＭｏ、残部がＦｅおよび不可避不純物であり、ばねのコイル平均径をＤとし、ステンレス鋼線の断面が真円である場合には鋼線の直径をｄとし、一方、ステンレス鋼線の断面が真円以外である場合にはコイル外径からコイル平均径を引いた値をｄ’とするとき、ばね指数であるＤ／ｄまたはＤ／ｄ’が２〜６であることを特徴とする。

本発明の高強度ステンレス鋼ばねの製造方法は、かかるばねの製造方法であって、ステンレス鋼を線引き加工してステンレス鋼線を形成する工程と、ステンレス鋼線にばね加工を施してばね形状を形成する工程と、ばね形状のステンレス鋼線を４２５℃〜６００℃の温度で焼鈍する工程とを備えることを特徴とする。

本発明によれば、Ｎ添加によりオーステナイト系ステンレスの生地を強化し、Ｍｏ−Ｎクラスター形成により強度の向上を図り、さらには加工と熱処理条件の適正化を行なうことにより、加工性、強度および耐食性に優れるばねを提供することができる。耐食性に優れるオーステナイト系ステンレス鋼ばねであることから、バッチ処理による耐食めっきおよび耐食塗装を省略することができ、全体の製造コストを低減することが可能である。

本発明の高強度ステンレス鋼ばねは、ステンレス鋼の成分組成が、０．０４〜０．０８質量％のＣ、０．１５〜０．２２質量％のＮ、０．３〜２．０質量％のＳｉ、０．５〜３．０質量％のＭｎ、１６〜２０質量％のＣｒ、８．０〜１０．５質量％のＮｉ、０．５〜３．０質量％のＭｏ、残部がＦｅおよび不可避不純物であり、ばね指数であるＤ／ｄまたはＤ／ｄ’が２〜６であることを特徴とする。以下に本発明における構成元素の選定および成分範囲を限定する理由を述べる。

Ｃは、結晶格子中に侵入型固溶し、歪を導入して強化する効果を有する。さらに、コットレル雰囲気を形成し、金属組織中の転位を固着させ、強度を向上させる効果がある。しかしながら、Ｃは、鋼中のＣｒ，Ｎｂ，Ｔｉなどと結合し、炭化物を形成する傾向がある。たとえば、Ｃｒ炭化物が結晶粒界に存在すると、オーステナイト中のＣｒの拡散速度が低いため、粒界周辺にＣｒ欠乏層が生じ、靭性および耐食性の低下が起こる。そこで、強度向上に有効な含有量として０.０４質量％以上とし、靭性および耐食性の低下に影響が少ない含有量として０.０８質量％以下とする。

Ｎは、Ｃと同様に、侵入型固溶強化元素であり、コットレル雰囲気形成元素でもある。また、鋼中のＣｒ，Ｍｏとクラスターを形成することにより、強度を高める効果を有する。このＭｏ−Ｎクラスターによる強度向上効果は、時効により得られるものであるが、発明者らは時効以前に加工によって導入される歪により、強度向上率が異なるという知見を得た。図１に線引き加工時の加工歪と焼鈍前後の引張強さとの関係を示す。図１において、焼鈍前の引張強さを白抜き記号で示し、焼鈍後の引張強さを塗潰し記号で示す。なお、ばね加工後、低温で焼鈍することにより歪取り効果が得られるが、本発明では、さらに、時効のような強度向上効果も得られる。このため、本明細書においては、かかる焼鈍を時効ともいう。

図１に示すように、本発明のステンレス鋼（以下、「発明材」ともいう。）は、Ｎを０.２０質量％含有し、ＳＵＳ３０４をベースとするため、加工による硬化率はＳＵＳ３０４とほぼ同等であるが、オーステナイト安定化元素であるＮの添加によって加工歪２.０％以上でも、加工誘起マルテンサイトが生じず、結果としてＳＵＳ３０４より若干低い強度となっている。このときの発明材の靭性は、ＳＵＳ３０４同等、またはそれ以上の高い値を示す。

さらに、発明材の焼鈍後の強度を比較してみると、発明材は加工歪みの導入量が大きいほど時効後の強度上昇が大きくなっており、その値は金属間化合物ＮｉＡｌの析出強化型ステンレス鋼であるＳＵＳ６３１と同等であることが判る。これはＭｏ−Ｎクラスター生成による結果である。即ち、発明材は加工性においてＳＵＳ３０４以上に加工しやすく、焼鈍後の強度はＳＵＳ６３１と同等に高強度である。したがって、ＳＵＳ３０４は靭性に優れるが強度が足りず、ＳＵＳ６３１は強度に優れるが加工性が低い欠点が有り、発明材はそのいずれの欠点も補うことが出来る。

Ｎ添加は、以上のような加工性（靭性）および強度向上に優れた効果を有するが、オーステナイト相中への固溶には限度があり、０.２０質量％以上の多量の添加は、溶解または鋳造時のブローホール発生の要因となる。この現象は、Ｃｒ，ＭｎなどのＮとの親和力が高い元素を添加することで固溶限を上げ、ある程度の抑制が可能であるが、過度に添加する場合、溶解時に温度などの雰囲気制御が必要となり、コスト増加を招く恐れがある。そこで、Ｎ添加によるオーステナイト相の安定性とＭｏ−Ｎクラスターの形成による強度上昇に有効な値としてＮは０.１５質量％以上とし、０．１８質量％以上が好ましい。一方、溶解鋳造の難易度を高めないために０.２２質量％以下とし、０．２０質量％以下が好ましい。

Ｓｉは、固溶することで積層欠陥エネルギーを下げ、機械的特性を向上させる効果を有する。また、溶解精錬時の脱酸剤としても有効であり、通常のオーステナイト系ステンレスには、０.６〜０.７質量％程度含有される。さらに、固溶強化による機械的特性を得るために０.８質量％以上の添加が好ましい。そこで、脱酸剤としての効果を得るために、０.３質量％以上とし、０．５質量％以上がより好ましい。一方、靭性劣化を考慮し２.０質量％以下とし、１．２質量％以下が好ましい。

Ｍｎは、溶解精錬時の脱酸剤として使用される。また、オーステナイト系ステンレスのγ相（オーステナイト）の相安定にも有効で、高価なＮｉの代替元素となりうる。また、前述のようにオーステナイト中へのＮの固溶限を上げる効果も持つ。ただし、高温での耐酸化性には悪影響を及ぼすため、Ｍｎの含有量は、０.５〜３.０質量％とする。また、Ｍｎの含有量は、特に耐食性を重視する場合は、０.５〜２.０質量％が好ましい。一方、Ｎの固溶限を上げ、Ｎのミクロブローホールを極めて少なくするには、２.０〜３.０質量％の添加が好ましい。ただし、その場合は耐食性が若干低下する。したがって、用途に応じて、Ｍｎの添加量は調整するのが望ましい。

Ｃｒは、オーステナイト系ステンレスの主要な構成元素であり、耐熱特性と耐酸化性を得るために有効な元素である。そこで、発明材の他の元素成分からＮｉ当量およびＣｒ当量を算出し、γ相（オーステナイト）の相安定性を考慮した上で、必要な耐熱特性を得るために、１６質量％以上とし、１７質量％以上が好ましい。一方、靭性劣化を考慮し２０質量％以下とし、１９質量％以下が好ましい。

Ｎｉは、γ相（オーステナイト）の安定化に有効である。しかし、本発明において、Ｎ含有量を０.２質量％以上とする場合、多量のＮｉ含有はブローホール発生の原因となる。この場合、Ｎと親和力の高いＭｎの添加がブロ−ホールの抑制に有効である。したがって、オーステナイトステンレスを得るためにＭｎ添加量を考慮した上でＮｉの添加を行なう必要がある。そこでγ相（オーステナイト）の安定化のために、Ｎｉの添加量は８.０質量％以上とする。一方、ブローホール抑制とコスト上昇抑制のため１０.５質量％以下とし、１０．０質量％以下が好ましい。また、Ｎｉは、１０.０質量％未満の範囲では、特に溶解鋳造工程でＮを容易に固溶させることが可能になるので、Ｎの添加により、高価な元素であるＮｉの使用量を極力低減することはコスト的に大きなメリットがある。

Ｍｏは、γ相（オーステナイト）中に置換型固溶し、強度の向上と耐食性の確保に大きく寄与する。さらに、Ｎとクラスターを形成することで、高い強度上昇を得ることができる。そこで、強度向上に最低限必要な含有量として０.５質量％以上とし、１．０質量％以上が好ましい。一方、加工性の劣化および原料コストの低減を考慮して３.０質量％以下とし、２．０質量％以下が好ましい。

上述の化学成分で鋼を溶製するとき、鋼の金属組織はほぼオーステナイト単相となり、鋼線の表面には、主にＣｒ酸化物を主成分とする不働態皮膜が形成される。この皮膜は非常に薄く均一であり密な構造を有するため、鋼の耐食性および美観性（金属光沢）を保持する上で非常に大きな役割を有し、先に述べた高強度鋼であるＳｉ−Ｃｒ鋼、Ｓｉ−Ｍｎ鋼（以上は焼戻しマルテンサイト鋼）およびピアノ線（パーライト鋼）などとは比較にならない高い耐食性を発揮する。

つぎに、本発明材の構造および製造方法を限定する理由を述べる。発明材は、上記に成分限定されたステンレス鋼線を用い、ばね指数であるＤ／ｄまたはＤ／ｄ’が２以上６以下であることを特徴とし、好ましくは３以上５以下である。これは上記のＭｏ−Ｎクラスター生成による強度上昇効果が加工歪みの導入量に依存することに由来する。強度上昇効果は線引き加工による減面率に依存するが、産業上、線引き加工前の線材の線径には限度が有る。一般に、線材は５．５ｍｍ径のものが使われるため、たとえば、線径が２〜３ｍｍ程度である場合、または、鋼線が線径２〜３ｍｍの鋼線と断面積が同等である矩形断面を有する場合は、最大でも加工歪みを２程度までしか導入できない。しかしながら、発明者らは、この鋼線にばね加工を施す際、ばね指数であるＤ／ｄまたはＤ／ｄ’を２以上６以下の範囲内にすることで強度が向上し、高いばね定数が得られることを確認した。これは、局所的に加工が施されるため、結果として、均一に加工される線引き加工よりも、効果的に加工歪みが導入されたためと考えられる。この加工は、従来の高強度材では靱性欠如が起こる厳しい加工条件であるが、発明材は前述した高い加工性を有するため可能であり、ばね定数を上げる意味でも有効である。この効果は、鋼線の断面が矩形や楕円である場合にも得られ、さらに高くなる傾向を有する。本発明材では、強加工による破損および脆化を抑制する観点から、ばね指数であるＤ／ｄまたはＤ／ｄ’は２以上とし、好ましくは３以上である。また、加工歪の導入により強度上昇効果を高める点で、ばね指数は６以下とし、５以下が好ましい。

ステンレス鋼線に含有されるＭｏとＮの原子パーセント比率Ｍｏ／Ｎは、０.６以上１.３以下である態様が好ましい。強度向上に寄与するＭｏ−Ｎクラスターが、Ｍｏ原子１個に対しＮ原子１個で構成されるため、ＭｏとＮのいずれかが多すぎても少なすぎても高い効果は得られない。そこで、効果的に強度向上が得られる比率として、ＭｏとＮの原子パーセント比率Ｍｏ／Ｎは、０.６以上１.３以下が好ましく、０．９以上１．１以下がより好ましい。

また、ばね指数であるＤ／ｄまたはＤ／ｄ’が２以上６以下であるばねであり、ばね加工後、時効前に、ばねの横断面におけるビッカース硬度の算術平均値が、４００以上５５０以下である態様が好ましい。線引き加工と、場合により矩形断面または楕円断面への異形加工と、ばね加工とを終えた時点において、材料全体に導入されている加工歪みの平均の度合いとも言うべき横断面の平均硬度が、高ければ高いほど低温焼鈍による強度向上効果が高いため、強度向上に有効な値としてばね加工後、焼鈍前の横断面のビッカース硬度の算術平均値は、４００以上が好ましく、４５０以上がより好ましい。一方、加工性の低下を抑制する点から、５５０以下が好ましく、５００以下がより好ましい。また、かかるばね素材を４２５〜６００℃の低温で焼鈍することにより、横断面のビッカース硬度の算術平均値は、４５０以上６５０以下となり、好ましくは５５０以上６５０以下となる。

本発明の高強度ステンレス鋼ばねの製造方法は、上述のばねの製造方法であって、ステンレス鋼を線引き加工してステンレス鋼線を形成する工程と、ステンレス鋼線にばね加工を施してばね形状を形成する工程と、ばね形状のステンレス鋼線を４２５℃〜６００℃の温度で焼鈍する工程、とを備えることを特徴とする。強度向上のメカニズムはＭｏ−Ｎクラスターの形成に有り、Ｍｏ−Ｎクラスターは時効処理によって形成される。

図２に、発明材と、ＳＵＳ３０４と、ＳＵＳ６３１J１の時効温度と引張強さの関係を示す。いずれも鋼線の線径は、０．５５ｍｍであり、各時効温度の保持時間は３０分である。図２に示すように、白抜き○で表示する発明材において、Ｍｏ−Ｎクラスターが形成され、強度向上が得られる温度として４２５℃以上とし、焼鈍による強度低下が起こらない温度として６００℃以下とする。また、焼鈍温度が４７５〜５５０℃の範囲内で、強度がより促進され、より高いばね荷重特性が得られる。

製造工程のいずれかのタイミングにおいて、１回または複数回のショットピーニングを施すと、飛躍的な強度向上が得られる点で好ましい。特に時効処理前にショットピーニングを行ない、最も高い応力のかかる部位に予めショットピーニングによる加工歪みを加え、時効すると、効果的な強度向上が得られる。ショットピーニングによる効果は、通常のステンレス鋼では得られず、発明材においてのみ顕著に見られるものである。なお、ここで示すショットピーニング工程には、実際のショットピーニング工程のほかに、歪取り焼鈍工程が含まれる。

ショットピーニングの多段処理を施すと、高応力下で使用されるばねの疲労特性が向上する点で好ましい。具体的には、線引き工程の後、ばね加工を施し、１段目のショットピーニングを行ない、その後、低温焼鈍工程を経て、２段目以降のショットピーニングを行なうと、高い荷重特性と高い疲労特性の両立が可能である。２段目のショットピーニングは、歪取り焼鈍を含む。２段目のショットピーニング後、さらに、３段目のショットピーニングを行なうと、ばね表面の圧縮残留応力の付加と、ばね表面の平滑化が行なわれるため、時効による強度向上の効果をより有効に疲労特性の向上に結びつけることができる。

本発明の高強度ステンレス鋼ばねは、窒化処理を施すことにより、疲労限を飛躍的に向上させることができる。高温長時間の窒化処理によっても硬度低下が起こらないため、従来のばねに比べて、窒化処理による疲労限向上への寄与度が大きい。

実施例１
発明材を溶解鋳造、鍛造、熱間圧延で線材（線径５.５ｍｍ）を作製した後、溶体化と線引き加工を実施し、線径３.０ｍｍのステンレス鋼線（発明材１〜５）を作製した。表１に、ステンレス鋼線の成分組成（質量％）を示す。つぎに、表２のようなばね諸元のステンレス鋼ばねを作製した。ばね指数Ｄ／ｄは２.３３とした。

その後、低温焼鈍を施した。焼鈍条件は、いずれも、ほぼ市販品と同様に、５００℃×２０分とした。このときのばね定数を表３に示す。また、ばね定数からワールの応力修正係数を使用して推算される横弾性係数を表３に示す。ばね定数は一定の変位量（押込み量５ｍｍ、１０ｍｍ）に対する荷重変化から測定した値の平均値（Ｎ＝３）とした。

比較例１
実施例１と同様にしてステンレス鋼線を作成した（比較材１〜３）。表１に、ステンレス鋼線の成分組成（質量％）を示す。つぎに、表２のようなばね諸元のステンレス鋼ばねを作製した。さらに、Ｓｉ−Ｃｒ鋼オイルテンパー線を用い、同諸元のばねを作製した。ばね指数Ｄ／ｄは２.３３とした。その後、比較材１（ＳＵＳ３０４）と比較材２（ＳＵＳ３１６）は４００℃×２０分、比較材３（ＳＵＳ６３１J１）は４７５℃×６０分と、ほぼ市販品で通常行われる条件で低温焼鈍を実施した。実施例１と同様にばね定数と横弾性係数を表３に示す。

表３から明らかなように、発明材１〜５は、Ｓｉ−Ｃｒ鋼オイルテンパー線を用いたばねとほぼ同等の荷重特性を示す。さらに、Ｍｏの原子％とＮの原子％の比率Ｍｏ／Ｎが０.６〜１.３の範囲内にある発明材１，２，５は、より高いばね定数と高い横弾性係数を示した。

実施例２
実施例１における発明材１の鋼線について、コイル平均径とばね指数を表４に示すように変更した以外は実施例１と同様にして、発明材１−ａ、１−ｂと１−ｃを試作した。つぎに、得られたばねに低温焼鈍を実施した。焼鈍条件は５００℃×２０分とした。得られたサンプルのばね定数と、ばね定数から推算される横弾性係数を表５に示す。ばね定数は一定の変位量（押込み量５ｍｍ、１０ｍｍ）に対する荷重変化から測定した値の平均値（ｎ＝３）とした。

比較例２
実施例１における比較材１（ＳＵＳ３０４）の鋼線について、コイル平均径とばね指数を表４に示すように変更した以外は実施例１と同様にして、比較材１−ａ、１−ｂ、１−ｃと１−ｋを試作した。また、実施例１における発明材１の鋼線について、表４に示すように、コイル平均径を２４．０ｍｍ、ばね指数を８．００とした比較材１−ｊを試作した。さらに、比較材として、Ｓｉ−Ｃｒ鋼オイルテンパー線について、コイル平均径７．００ｍｍ、ばね指数２．３３であるばねを試作した。

つぎに、得られたばねに低温焼鈍を実施した。焼鈍条件は、比較材１−ａ，１−ｂ，１−ｃと１−ｋ（ＳＵＳ３０４）は４００℃×２０分とし、比較材１−ｊは、５００℃×２０分とした。得られたサンプルのばね定数と、ばね定数から推算される横弾性係数を表５に示す。ばね定数は一定の変位量（押込み量５ｍｍ、１０ｍｍ）に対する荷重変化から測定した値の平均値（ｎ＝３）とした。

表５の結果から明らかなとおり、ばね諸元の変化によって、ばね定数も大きく変化するが、推算される横弾性係数を比較すると、本発明の成分組成を有し、Ｍｏ／Ｎが０．６〜１．３であり、ばね指数が２〜６である発明材１−ａ、１−ｂと１−ｃは、Ｓｉ−Ｃｒ鋼に近いばね荷重特性が得られていることが確認できた。これに対し、本発明のばね指数２〜６の範囲外である比較材１−ｊは横弾性係数が低いことが確認できた。一方、ＳＵＳ３０４を素材として使用した比較材１−ａ，１−ｂ，１−ｃと１−ｋはいずれも、ばね指数によらず、低い横弾性係数を示すことが確認できた。

実施例３
ばね加工後の硬度を変化させるため、実施例１における発明材１の材料を用いて、線径φ２.０ｍｍとφ３.０ｍｍの鋼線によりばねを作成した。また、同様の材料を用いて、２.０×１.５７ｍｍと３.０×２.３６ｍｍの角断面の鋼線によりばねを作成した。ばね諸元を表６と表７に示す。

得られたばねに低温焼鈍を実施した。焼鈍条件は、いずれも５００℃×２０分とした。このときの各サンプルのばね加工後（時効前）と時効後の横断面のビッカース硬度の平均値と、時効後のばねについて、ばね定数から推算される横弾性係数を以下の表８に示す。横断面のビッカース硬度は、コイルの内側、外側、上下部の４方向について、表面近傍から中心部まで、表面近傍は深さ５０μｍ，１００μｍの２点で、また深さ５００μｍから中心までは５００μｍ刻みで測定し、各方向でｎ数は３とした。なお、表面近傍のばね定数の測定方法と横弾性係数の算出方法は実施例２と同様である。

比較例３
実施例１における比較材１の材料（ＳＵＳ３０４）を用いて、実施例３と同様にばねを試作し、４００℃×２０分で低温焼鈍を実施した。各サンプルのばね加工後（時効前）と時効後の横断面のビッカース硬度の平均値と、時効後のばねについて、ばね定数から推算される横弾性係数を表８に示す。測定と算出方法は実施例３と同様に行なった。

表８から明らかなとおり、焼鈍前は、発明材と比較材はともに、異形加工を行なったものと、より多くの線引き加工を行なったものの硬度が増加していることが確認できた。ただし、いずれの値もＳｉ−Ｃｒ鋼オイルテンパー線の硬度よりは低い値で有り、ステンレス鋼線であるが故に、加工性が高いことを示している。また、時効による荷重特性への影響については、発明材と比較材で異なり、発明材は全てＳｉ−Ｃｒ鋼オイルテンパー線を用いたばねと同等の横弾性係数を達成しているのに対し、比較材は同等とは言えなかった。これは、時効によって発明材に高い強度向上が得られたことを示している。また、焼鈍前の硬度が高いほど、発明材の硬度増加が大きいこともわかった。また、発明材１−ｄ，１−ｅ，１−ｆはいずれも、焼鈍前において、横断面のビッカース硬度の算術平均値が４００〜５５０であり、低温焼鈍の結果として、Ｓｉ−Ｃｒ鋼オイルテンパー線と同等の特性向上が得られた。このことから、発明材は、従来のステンレス鋼線（ＳＵＳ３０４）と同等の高い加工性を有し、さらに、ＳｉＣｒ鋼オイルテンパー線と同等の高い荷重特性を有することが確認できた。表８に示すように、発明材では、焼鈍前に横断面のビッカース硬度の算術平均値が４００〜５５０であり、４２５〜６００℃の低温焼鈍により横断面のビッカース硬度は４５０〜６５０となった。

実施例４
実施例１における発明材１を用い、表２に示すばね諸元に従って試作したばねについて、３５０〜６２５℃の温度範囲で２５℃刻みに変化させ、各２０分間の低温焼鈍を行なった。得られたばねについて、同様にばね定数を測定し、横弾性係数（１０⁴Ｎ／ｍｍ²）を算出した。その結果を表９に示す。

比較例４
表１に示す比較材１（ＳＵＳ３０４）と同様の成分組成とした以外は、実施例４と同様にしてばねを試作し、同様にばね定数を測定し、横弾性係数を算出した。その結果を表９に示す。また、焼鈍温度と横弾性係数との関係を図４に示す。

これらの結果より、図２に示す引張強さと同様に、横弾性係数も変化していることがわかった。また、発明材において、より高いばね荷重特性を得ようとすると、焼鈍温度を４２５℃以上６００℃以下とする必要があり、４７５℃以上５５０℃以下が好ましいことを確認できた。

実施例５
表１における発明材１を用い、表２に示すようなばね諸元に従ってばねを試作し、５００℃で２０分間の焼鈍を行ない、また、表１０と表１１の条件でショットピーニングを実施した。表１０は、１段目のショットピーニング条件を示す。表１１は、２段目のショットピーニング条件を示す。ショットピーニングが１段のみの場合は、ショットピーニング後、低温焼鈍した。一方、合計２段のショットピーニングを行なう場合には、線引き加工とばね加工を施し、１段目のショットピーニングを実施した後、５００℃で２０分の低温焼鈍を行ない、その後、２段目のショットピーニングを実施し、つづいて２３０℃×１０分で歪とりを目的とした熱処理を実施した。得られたサンプルについて、ばね定数を測定し、横弾性係数を算出した。その結果を表１２に示す。

比較例５
表１における比較材１を用いた以外は実施例５と同様にしてばねを試作し、焼鈍し、ショットピーニングを実施した。ばね定数および横弾性係数を表１２に示す。

表１２の結果から明らかなとおり、発明材において１段のショットピーニングを施すことで、さらに、ばね荷重特性が向上していることが確認できた。それに対し、比較材において１段ショットピーニングによる明確な特性向上は認められなかった。これは１段目のショットピーニングによりばね表面に加工歪みが導入される結果によるものと考えられる。さらに、２段のショットピーニングを施すことは、ばね荷重特性の向上には寄与しなかったが、時効後のショットピーニングにより、表面の平滑化が促進された。

また、２段目のショットピーニングによる疲労限への影響を確認した。表１３に、ばね疲労試験機により得られた供試材の疲労限を示す。繰返し回数は、１０００万回とし、未折損時（ｎ＝８）の応力条件を示している。ここでは平均応力を６００ＭＰａとした。

表１３における疲労限の結果から明らかなように、発明材ではショットピーニングを行なうことで、比較材よりも高い疲労限の向上効果が得られた。これは、ショットピーニングによって導入されたばね表面の加工歪みが強度向上に大きく寄与したからであると考えられる。さらに、発明材はショットピーニングを２段行なうことで、さらなる疲労限の向上効果が得られた。これは、元々、線表面の粗さの影響を受けやすいステンレスばねの表面が、２段ショットピーニングによって平滑化され、１段目のショットピーニングにより向上した強度の疲労限への影響を大きく引き出した結果と考えられる。

実施例６
発明材１と比較材１を用いて試作したばねについて、それぞれ適正な温度での低温焼鈍を実施した。ばね諸元は、表２に準拠する。その後、さらに表９の条件でショットピーニングを実施し、さらに窒化処理を実施したばねを試作し、実施例５と同様の疲労試験を行なった。その結果を表１４に示す。

表１４の結果から明らかなとおり、窒化処理を実施することにより発明材では飛躍的な疲労限の向上を得ることができた。それに対して、比較材において窒化処理による疲労限向上への寄与は小さい。これは、高温長時間の窒化処理において、発明材は硬度低下が起こらないのに対して、比較材はなまされ、硬度が低下することに起因している。

実施例７
表１における発明材１に対して、ＪＩＳ規格Ｚ２３７１に規定される塩水噴霧試験方法に準ずる方法で、耐食性の評価を実施した。表１５に、塩水噴霧試験の条件および評価方法を示す。また、表１６に、塩水噴霧試験による発錆面積率の経時変化を示す。なお、供試材は、液溜りなどが無い状態で、中心付近１００ｍｍの線表面の外観に基き、目視により発錆面積率を求めた。また、発錆面積率は、全て試験本数３本の平均値とした。

比較例６
表１における比較材１（ＳＵＳ３０４）に加えて、さらに比較対象としてＳｉ−Ｃｒ鋼オイルテンパー線、ピアノ線Ｂ種（ＳＵＰ−Ｂ）、およびピアノ線Ｂ種にクロメート処理を施した５つの供試材に対して、実施例６と同様に、耐食性を評価した。表１６に、塩水噴霧試験による発錆面積率の経時変化を示す。

表１６の結果から明らかなように、発明材１は、従来のばね用高強度材であるＳｉ−Ｃｒ鋼またはピアノ線Ｂ種よりも非常に高い耐食性を有しており、耐食処理（クロメート処理）を施したピアノ線よりもさらに高い耐食性を有することが確認できた。これは、ＮおよびＭｏといった耐食性に有効な元素の効果もあるが、比較材１との間で大きな差異は生じていないことを考慮すると、主に金属組織がオーステナイト単相であることに起因するものと考えられる。すなわち、本発明の成分組成を有する金属材料はいずれも、上記と同等の耐食性を発揮するものと考えられる。

今回開示された実施の形態および実施例はすべての点で例示であって制限的なものではないと考えられるべきである。本発明の範囲は上記した説明ではなくて特許請求の範囲によって示され、特許請求の範囲と均等の意味および範囲内でのすべての変更が含まれることが意図される。

本発明の高強度ステンレス鋼ばねは、強度と耐食性の両立が求められる自動車部品および家電用部品のばね材として適し、時効によるクラスター強化型合金であるため、析出強化型合金などと比較して加工時の歩留が良い。また、耐食表面処理の省略が可能なため、コスト上昇を小さくすることができ、工業的価値が高い点で有利である。したがって、たとえば、ダイスプリングまたはダイスプリング用ワイヤとして有効に利用することができる。

線引き加工時の加工歪と焼鈍前後の引張強さとの関係を示す図である。 時効温度と引張強さの関係を示す図である。 ばね指数を説明する図である。 焼鈍温度と横弾性係数との関係を示す図である。

Claims (9)

1. ステンレス鋼線により構成されるばねであって、
   前記ステンレス鋼線は、成分組成が、０．０４〜０．０８質量％のＣ、０．１５〜０．２２質量％のＮ、０．３〜２．０質量％のＳｉ、０．５〜３．０質量％のＭｎ、１６〜２０質量％のＣｒ、８．０〜１０．５質量％のＮｉ、０．５〜３．０質量％のＭｏ、残部がＦｅおよび不可避不純物であり、
   前記ばねは、コイル平均径をＤとし、ステンレス鋼線の断面が真円である場合には鋼線の直径をｄとし、ステンレス鋼線の断面が真円以外である場合にはコイル外径からコイル平均径を引いた値をｄ’とするとき、ばね指数であるＤ／ｄまたはＤ／ｄ’が２〜６であることを特徴とする高強度ステンレス鋼ばね。
2. 前記ステンレス鋼線は、Ｍｏの原子％とＮの原子％の比率Ｍｏ／Ｎが０.６〜１.３であることを特徴とする請求項１に記載の高強度ステンレス鋼ばね。
3. 前記ばねは、ばね加工後であって焼鈍前における横断面のビッカース硬度の算術平均値が４００〜５５０であり、前記焼鈍後における横断面のビッカース硬度の算術平均値が４５０〜６５０であることを特徴とする請求項１または２に記載の高強度ステンレス鋼ばね。
4. ダイスプリングまたはダイスプリング用ワイヤに使用する請求項１〜３のいずれかに記載の高強度ステンレス鋼ばね。
5. 請求項１〜４のいずれかに記載のばねの製造方法であって、
   ステンレス鋼を線引き加工してステンレス鋼線を形成する工程と、
   前記ステンレス鋼線にばね加工を施してばね形状を形成する工程と、
   ばね形状の前記ステンレス鋼線を４２５℃〜６００℃の温度で焼鈍する工程、とを備えることを特徴とする高強度ステンレス鋼ばねの製造方法。
6. 前記焼鈍温度が４７５℃〜５５０℃であることを特徴とする請求項５に記載の高強度ステンレス鋼ばねの製造方法。
7. さらに、ショットピーニング工程を備えることを特徴とする請求項５または６に記載の高強度ステンレス鋼ばねの製造方法。
8. 線引き加工工程の後、ばね加工工程、１段目のショットピーニング工程、焼鈍工程、２段目のショットピーニング工程の順序で行なうことを特徴とする請求項７に記載の高強度ステンレス鋼ばねの製造方法。
9. 窒化処理を施すことを特徴とする請求項５〜８のいずれかに記載の高強度ステンレス鋼ばねの製造方法。
   
   

Images